高强度铝合金层叠成型体及其制造方法与流程

本发明涉及一种高强度铝合金层叠成型体及其制造方法。另外，本发明涉及一种在层叠复杂的成型体时，可减少在层叠成型体的内部以及外部产生的变形、裂纹的高强度铝合金层叠成型体及其制造方法。

背景技术：

以往，对于室温高强度合金、高温高强度合金、高延展性合金等，进行了各种各样的研究。作为通过这些合金制造高品质的金属制品的方法，通常已知挤压、锻造等加工方法。这些加工方法，对进行过铸造的原材料进行加工，因此，最终产品的内部几乎没有缺陷，能够得到优良品质的具有高强度的金属制品(例如，参照专利文献1)。

另外，已知将使用雾化法进行急冷凝固而形成的金属粉末，进行封管·脱气处理，并通过挤出等进行成型的方法。根据该方法，能够使用现有的铸造无法进行制造的组成的合金，因此能够制造高强度的制品。该方法，尤其是针对铝合金进行了大量研究(例如，参照专利文献2)。

另外，还已知准备金属粉末，然后进行烧结制作得到接近最终制品的形状的粉末冶金法。该方法，能够使用以往通过铸造法无法进行制造的组成的合金，因此能够期待得到高性能、高强度的原材料(例如，参照专利文献3)。

进一步，已知准备不同的金属粉末，通过机械合金法使其旋转并制作新型合金的原材料的粉末冶金法。该方法，能够使用现有的铸造法无法使用的组成的金属，因此能够期待制造出高性能、高强度的制品(例如，参照专利文献4)。

另外，作为对铝熔液进行铸造的方法，已知不会导入空气的真空压铸法。由于在维持真空的模具内以超过10m/s的速度注入熔液，因此凝固区间速度较快为100m/s，能够得到具有微细的组织、金属间化合物，且几乎没有缺陷的制品(例如，参照专利文献5)。

还另外，作为对铝熔液进行铸造的方法，已知低速地在模具内填充溶液以免导入空气的挤压铸造法。通过该方法，由于是浇口速度为0.5m/s以下的低速充填因此不会导入空气，并且在100mpa的高压下进行加压，因此能够得到组织微细且几乎没有缺陷的金属制品(例如，参照专利文献6)。

另外，已知一层一层地铺盖金属粉末，并用激光或电子束等照射该粉末，熔融·固化特定的部位并进行层叠，不使用模具而使得最终制品成型的金属层叠加工方法，使用该加工方法成型的铝成型体，示出了比现有的加工方法得到的成型体更高的强度(例如，参照非专利文献1)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8－232053公报

专利文献2：日本特开平5－25502公报

专利文献3：日本特开10－317008公报

专利文献4：日本特开平5－9641公报

专利文献5：日本特开2002－206133公报

专利文献6：日本特开平5－171327公报

非专利文献

非专利文献1：安达等：轻金属，66(2016)，360－367

非专利文献2：草场等：日本金属学会秋期大会(2016)，363

非专利文献3：涉江：轻金属，39(1989)，850－861

技术实现要素：

发明要解决的技术问题

通过上述的专利文献公开的现有的金属成型体的制造方法得到的最终制品存在若干问题。

根据专利文献1所公开的金属成型体的制造方法，存在难以立体地制作复杂且微细的最终制品，因此对象制品的形状仅限于平滑的制品的问题。

根据专利文献2所公开的金属成型体的制造方法，由于起始原料使用急冷凝固粉末，因此能够制造其合金组成完全不同于现有铸造法的产品。但是存在如下问题：在挤压成型前需要除去粉末表面的水分以及结晶水，因此必须在200℃以上进行脱气，并在挤压时保持400℃以上，这会失去原本的金属粉末的特性，不一定能够维持粉末的特性。另外，还存在挤压方向上和与挤压方向垂直的方向上的机械特性不同的问题。

根据专利文献3所公开的金属成型体的制造方法，能够通过烧结得到具有新的特性的成型体，但是存在不是急速凝固组织，还有需要多个工序以制作最终制品的问题。

根据专利文献4所公开的现有制造方法，能够由不同的金属粉末制造新的合金，但是在用于进行制造的机械合金化的方法中，存在生成新的合金所需的时间长，并且复杂的问题。

根据专利文献5所公开的金属成型体的制造方法，由于在真空中成型，并且在100mpa左右的压力下进行加压，因此能够制造大型且高品质的薄的铸造物。但是存在如下问题：由于以高速射出，因此为了防止模具与铝熔液之间的烧灼附着，存在必须添加作为过渡金属的mn取代添加大量的铁成分的限制，另外，由于是铸造制品，因此取决于合金组成会引起铸造裂纹，所以合金组成受到限制。

专利文献6所公开的金属成型体的制造方法，是用于铝轮毂等重要安保部件的成型的铸件制造方法，但是由于是高压铸造，因此容易产生成分偏析，需要对此采取措施。

非专利文献1所公开的铝合金的层叠成型体，由于铸造缺点少且具有急冷凝固组织，因此是得到高强度的方法，但是层叠时的成型条件不清楚，另外，需要得到进一步的高强度的对策。

在非专利文献2中，由于通过层叠加工法制作的成型体发生变形，因此关于al－10％si－mg系合金，据报告通常要将层叠基盘预热到接近200℃。另外，还报告了通过提高预热温度能够降低硬度，特别是层叠时间长并且在基盘附近容易受到热影响而软化。因此，可认为，为了减少变形并且不会降低硬度，尽量将层叠时的成型温度提高至即将达到原材料进行软化的过时效的温度是有效的。但是，取决于制品形状，有时难以在不降低硬度、抗拉强度同时减少变形。

另外，虽然目前为止在专利文献、非专利文献中没有报告，但是本发明人，根据各种铝合金的层叠成型的结果，发现产生了各种变形、裂纹。

即，层叠时的变形导致发生(1)层叠材料的变形、(2)层叠材料的晶间裂纹、(3)基盘与层叠材料之间的支撑件的裂纹、(4)层叠材料各位置(层叠方向、层叠垂直方向)的裂纹。

(1)的变形，容易在上述的al－10％si－mg系合金中产生。若层叠温度较低例如为100℃以下，则取决于层叠的制品形状而容易变形，无法得到制品。若层叠温度较高为200℃附近，则制品形状的变形小，但是过时效会导致软化，另外，在接近基盘的长时间受热影响的位置，难以得到高的抗拉强度。

图1是示出现有的层叠成型体的变形的照片图。

(2)的晶间裂纹，在使用现有的铸造方法也容易产生裂纹的合金，例如6061这样的低si合金和7075这样的凝固温度范围大的合金中产生。这种合金，是将通过连续铸造方法得到的坯段进行挤压或轧制而得到高强度的合金。前者具有约275mpa的高的屈服强度，另外，后者示出了约400mpa的屈服强度和500mpa的抗拉强度。

这些合金，通过使得层叠温度在200℃附近从而能够减少层叠制品的变形，但是层叠材料内部仍然产生了晶间裂纹，无法形成制品。因此，无法得到本来可以获得的强度。

另外，在含有mg作为主要添加元素的合金，例如al－5％mg系的合金的ac7a、上文所述的7075中，取决于层叠制品的形状，有时在制品的角部会产生铸造裂纹。

另外，使得层叠时的温度为250℃以上与裂纹的降低相关，但是已经包含在合金中的有助于析出硬化的析出物，例如，mg、si的化合物和cu、mg、zn、al中的两种以上的元素的化合物在层叠结束时会粗大化，不利于析出硬化。因此，若想要得到强度，则需要进行固溶化处理、淬火、回火处理，若进行这些处理则在制造复杂的制品的情况下，很有可能会导致制品的变形。因此，需要在层叠后的状态下可得到高强度，并且没有裂纹。

图2是示出现有的层叠成型体的晶间裂纹的照片图。

(3)以及(4)的裂纹，容易在耐热合金中产生。已知为了提高耐热强度而大量地添加过渡金属(参照非专利文献3)。但是，不同于该文献中记载的对粉末进行固化成型的方法，金属层叠法是使得粉末完全熔融的方法，层叠成型中反复进行急速熔融和急速凝固，因此在200℃以下的温度下，例如，在铝中添加7％以上的fe，或者在铝中添加2％的mn、3％的fe，容易在层叠成型品的表面、内部产生较大的裂纹。因此，无法取样拉伸试验片，不能进行强度评价。

图3是示出现有的层叠成型体的裂纹的照片图。

本发明，鉴于以上的情况而完成，目的在于提供一种与现有的层叠成型体相比强度更高的铝合金层叠成型体。

另外，本发明的目的在于，提供一种制造与现有的层叠成型体相比强度更高的铝合金层叠成型体的方法。

进一步，本发明的目的在于，提供一种在层叠时，在层叠成型体的内部、外部不会产生裂纹，变形也小，且与现有的层叠成型体相比强度更高的铝合金层叠成型体的制造方法。

具体而言，最大限度地发挥由于铸造时的凝固特性的制约小且为急冷凝固组织，因此适用范围扩大至以往未考虑的合金成分的铝合金层叠成型体的特性，以如下为目的。

(1)即使难以发生过时效并且在层叠时的温度不高的状态下能够成型，但是在层叠时间长且容易受到热影响的情况下，或者在极端地抑制变形、要求更高的尺寸精度且需要高温层叠的情况下，也会发生过时效而容易软化。

本发明提供一种通过采用即使在这样的状态下层叠成型体也不会软化的合金成分、或者通过微细的大量金属间化合物从而对铝基体进行固化的合金组成，由此制造响应于层叠成型体的使用目的，而在室温或高温下也具有高硬度、抗拉强度的金属层压成型体的方法。

(2)提供一种响应于层叠成型体的使用目的，而限定合金组成并将层叠时的成型温度限定在规定的温度范围内的金属层叠成型体的制造方法，以抑制层叠材料的裂纹、变形。

解决技术问题的方法

为了解决以上的技术问题，本发明的第1方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属成型而成，该铝合金含有0.3重量％以下的作为不可避免的杂质的fe以及总重量为0.3～10重量％的mn与cr中的1种以上，并且所述铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，该金属间化合物包含al、mn、fe以及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素。

或者，本发明的第1方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型而成，所述铝合金含有0.3重量％以下的作为不可避免的杂质的fe和0.3～10重量％的mn，并且该铝合金层叠成型体由含有al、mn以及fe中的2种以上的金属间化合物形成。

在本发明的第1方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金还含有1～20重量％的si、0.2～7.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni中的任意1种以上的元素。

另外，在本发明的第1方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有4～15重量％的si和0.2～1.0重量％的mg，并且mn以及cr的总重量为0.3～2.5重量％。

另外，在本发明的第1方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有8～20重量％的si、0.5～2.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni，并且mn以及cr的总重量为1.5～5.0重量％。

另外，在本发明的第1方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有1～3重量％的si、4.0～6.0重量％的mg，并且mn以及cr的总重量为0.5～2.5重量％。

本发明的第2方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属成型而成，该铝合金含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe以及总重量超过1.5重量且在10重量％以下的mn与cr中的1种以上，并且所述铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，该金属间化合物含有al、mn、fe以及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素。

或者，本发明的第2方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属粉末进行成型而成，该铝合金含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe，和超过1.5重量％且在10重量％以下的mn，并且该铝合金层叠成型体由含有al、mn以及fe中的2种以上的金属间化合物形成。

本发明的第3方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属成型而成，该铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe以及总重量为1.5重量％以下的mn与cr中的1种以上，并且该铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，该金属间化合物含有al、mn、fe以及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素。

或者，本发明的第3方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属成型而成，该铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe和1.5重量％以下的mn，并且该铝合金层叠成型体由含有al、mn以及fe中的2种以上的金属间化合物形成。

在本发明的第2以及第3方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金还含4～30重量％的si、0.5～5.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni中的任意1种以上的元素。

在本发明的第2方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有8～20重量％的si、0.5～2.0重量％的mg，并且fe、mn以及cr的总重量为1.8～5.0重量％。

在本发明的第3方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有8～20重量％的si、0.5～2.0重量％的mg，并且fe、mn以及cr的总重量为1.0～5.0重量％。

另外，在本发明的第1、第2以及第3方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金还含有0.2～3重量％的ti、0.2～5重量％的zr、0.2～5重量％的sc、0.2～10重量％的li以及0.2～5重量％的v中的任意1种以上的元素。

本发明的第4方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型的工序，该铝合金含有0.3重量％以下的作为不可避免的杂质的fe以及总重量为0.3～10重量％的mn与cr中的1种以上。

或者，本发明的第4方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属粉末进行成型的工序，该铝合金含有0.3重量％以下的作为不可避免的杂质的fe和0.3～10重量％的mn。

在本发明的第4方式的铝合金层叠成型体的制造方法中，将所述原料金属进行层叠时，将载置所述原料金属的下部板的测量温度管理为150～250℃。

另外，所述铝合金还含有1～20重量％的si、0.2～7.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni中的任意1种以上的元素。

另外，在本发明的第4方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有4～15重量％的si和0.2～1.0重量％的mg，并且mn以及cr的总重量为0.3～2.5重量％。

另外，在本发明的第4方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有8～20重量％的si、0.5～2.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni，并且mn以及cr的总重量为1.5～5.0重量％。

另外，在本发明的第4方式的铝合金层叠成型体中，所述铝合金含有1～3重量％的si、4.0～6.0重量％的mg，并且mn以及cr的总重量为0.5～2.5重量％。

本发明的第5方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型的工序，该铝合金含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe以及总重量为1.5～10重量％的mn与cr的1种以上。

或者，本发明的第5方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属粉末进行成型的工序，该铝合金含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe，和超过1.5重量％且在10重量％以下的mn的铝合金构成。

另外，本发明的第6方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型的工序，该铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe以及总重量为1.5重量％以下的mn与cr中的1种以上。

或者，本发明的第6方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属粉末进行成型的工序，该铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe，和1.5重量％以下的mn。

在本发明的第5以及第6方式的铝合金层叠成型体的制造方法中，将所述原料金属进行层叠时，将载置所述原料金属的下部板的测量温度管理为150～300℃。

本发明的第7方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型的工序，该铝合金含有总重量为2～10重量％的fe、mn以及cr，并且在进行所述层叠时将下部板的测量温度管理为超过250℃且在450℃以下。

或者，本发明的第7方式提供一种铝合金层叠成型体的制造方法，其特征在于，具备通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属粉末进行成型的工序，该铝合金含有总含量为2～10重量％的fe以及mn，并且在进行所述层叠时将下部板的测量温度管理为超过250℃且在450℃以下。

在以上的本发明的第5～第7方式的铝合金层叠成型体的制造方法中，所述铝合金还含有4～30重量％的si、0.5～5.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni中的任意1种以上的元素。

另外，在以上的本发明的第4～第7方式的铝合金层叠成型体的制造方法中，所述铝合金还含有0.2～3重量％的ti、0.2～5重量％的zr、0.2～5重量％的sc、0.2～10重量％的li以及0.2～5重量％的v中的任意1种以上的元素。

本发明的第8方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，该铝合金层叠成型体是本发明的第1方式的层叠成型体，并且其室温下的抗拉强度超过320mpa。

本发明的第9方式提供一种铝合金层叠成型体，其特征在于，该铝合金层叠成型体是本发明的第2、第3方式的层叠成型体，并且其300℃下的抗拉强度超过100mpa。

发明的效果

通过本发明，能够提供一种在层叠成型体的内部、外部不会产生裂纹，并且变形也小的高强度的铝合金层叠成型品及其制造方法。

附图说明

图1是示出现有的层叠成型体的变形的照片图。

图2是示出现有的层叠成型体的晶间裂纹的照片图。

图3是示出现有的层叠成型体的裂纹的照片图。

图4是示出实施例49以及33的层叠成型体的组织的照片图。

图5是示出实施例25以及18的层叠成型体的组织的照片图。

图6是示出实施例26以及23的层叠成型体的组织的照片图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明的各种实施方式。本发明的铝合金层叠成型体，是通过对合金材料进行层叠的层叠加工法而成型的成型体。层叠加工法是指，通过堆积原料金属从而不使用模具而成型得到最终产品的方法，例如，可列举粉末床熔接(powderbetfusion)方法、沉积方法(指向性能量堆积法：directenergydeposition)等。本发明的铝合金层叠成型体，包括粉末床熔接方法得到的层叠成型体，以及沉积方法得到的层叠成型体中的任意一种。

粉末床熔接法，是逐层铺满原料金属粉末，用激光、电子束等照射该粉末，仅仅使特定的部位熔融·固化而进行层叠的方法。

沉积方法，是一边将原料金属粉末直接喷射到欲进行层叠的所需位置并熔融该金属粉末，一边进行层叠的方法。另外，作为沉积方法，也包括使用由原料金属形成的合金丝代替粉末，一边用激光、电子束等照射该合金丝使其熔融一边进行堆积的方法(喂丝法)。

本发明的第1实施方式的铝合金层叠成型体，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型而成，该铝合金含有0.3重量％以下的作为不可避免的杂质的fe以及总重量为0.3～10重量％的mn和cr中的1种以上，且该铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，金属间化合物含有al、mn、fe及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe及cr中的1种以上的元素。

mn以及cr，是提高低温气氛下的抗拉强度(常温强度)以及高温气氛下的抗拉强度(高温强度)的有效元素。若mn以及cr的总含量超过10重量％，则延展性的降低程度大，因此选用10重量％以下。其中，在特别提高延展性的情况下，mn以及cr的总含量优选为5重量％以下，更优选为2.5重量％以下。

由于fe含量低于0.3重量％以下，因此能够抑制总重量为0.3～10重量％的mn以及cr在层叠工序中与含量高的fe生成金属间化合物的量，一部分的mn以及cr，在金属层叠时暂时过饱和地固溶，之后在层叠时的热的作用下，其大部分与铝形成化合物而有助于析出硬化，另外，另一部分的mn以及cr，通过层叠时的瞬间的熔融·凝固，从而例如与铝形成微细的结晶物而有助于分散强化。

由mn以及cr的1种以上与al的化合物形成的析出物产生的效果是，在mn含量为0.3～1.5重量％的情况下，如果层叠中的下部板的测量温度(以下，记做层叠时成型温度)在150℃～250℃的范围内，则可抑制层叠成型引起的变形，并且示出高的常温强度。为了进一步抑制变形并且示出高的常温强度，180℃～250℃更优选。

具体地，在第1实施方式中，层叠时成型温度选用150～250℃进行层叠得到的层叠成型体，在层叠工序后不进行热处理(t6处理)时评价的室温下的抗拉强度优选超过320mpa，更优选超过330mp，进一步优选超过350mpa。

另一方面，在mn、cr的总含量超过1.5重量％的情况下，特别是在超过3重量％的情况下，即使层叠时成型温度在150℃～400℃的范围内，刚层叠后的原材料也不会产生过时效导致的显著软化，因此示出了高硬度。即，常温强度自不用说，甚至在300℃的高温强度的情况下，也可维持mn、cr产生的效果。通过mn、cr导致的析出硬化可维持到400℃，能够表明该效果。需要说明的是，为了抑制变形、裂纹，层叠时成型温度更优选为180℃～400℃，进一步优选为200℃～400℃。

在以上的实施方式中，上述铝合金还能够含有以下元素中的任意一种以上：1～20重量％的si、0.2～7.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni。

另外，在第1实施方式中，上述铝合金能够含有4～15重量％的si、0.2～1.0重量％的mg，和总重量限定为0.3～2.5％的mn以及cr。

另外，在第1实施方式中，上述铝合金能够含有8～20重量％的si，0.5～2.0重量％的mg，0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni，并且mn以及cr的总重量为1.5～5.0重量％。

另外，在第1实施方式中，上述铝合金能够含有1～3重量％的si，4.0～6.0重量％的mg，并且mn以及cr的总重量为0.5～2.5重量％。

本发明的第2实施方式的铝合金层叠成型体，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型而成，该铝合金含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe，及总重量为1.5～10重量％的mn与cr中的1种以上，并且该铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，该金属间化合物含有al、mn、fe及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素。

本发明的第3实施方式的铝合金层叠成型体，其通过层叠加工法将由铝合金构成的原料金属进行成型而成，该铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe以及总重量为1.5重量％以下的mn与cr中的1种以上，并且该铝合金层叠成型体由金属间化合物和铝合金固溶体中的任意1种以上构成，该金属间化合物含有al、mn、fe及cr中的2种以上，该铝合金固溶体中固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素。

在这些实施方式中，fe含量超过0.3重量％，通过对所具有规定的fe含量、mn含量以及cr含量的组合的铝合金组成的原料金属进行层叠，能够大量形成fe与al的化合物、cr与al的化合物、fe与mn的化合物、fe与cr的化合物等，因此在300℃附近的高温下，可得到高的高温强度。

具体地，在第2以及第3实施方式中，层叠时成型温度选用150～300℃进行层叠得到的层叠成型体，在层叠工序后不进行热处理(t6处理)时评价的高温(300℃)下的抗拉强度优选超过100mpa，更优选超过120mp，进一步优选超过140mpa。

具体地，在第2以及第3实施方式中，层叠时成型温度选用150～300℃进行层叠得到的层叠成型体，进行热处理(t6处理)后评价的高温(300℃)下的抗拉强度优选超过80mpa，更优选超过85mp，进一步优选超过90mpa。

但是，若fe、cr以及mn的含量过多，层叠成型体容易产生裂纹。另外，化合物会变得粗大。因此，在如上述限定fe、mn以及cr的含量的同时，如以下所说明的，为了减少变形、裂纹，在获得常温高强度层叠成型体和获得高温高强度层叠成型体的任一情况下，均优选对层叠时成型温度进行选择。

需要说明的是，在本发明的第2以及第3实施方式中，上述铝合金还能够含有以下元素中的任意一种以上：4～30重量％的si、0.5～5.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni。

另外，在本发明的第2实施方式中，上述铝合金能够含有8～20重量％的si，0.5～2.0重量％的mg，并且fe、mn以及cr的总重量为1.8～5.0重量％。

另外，在本发明的第3实施方式中，上述铝合金能够含有8～20重量％的si，0.5～2.0重量％的mg，并且fe、mn以及cr的总重量为1.0～5.0重量％。

需要说明的是，在本发明的第1、第2以及第3实施方式中，上述铝合金还能够含有以下元素中的任意一种以上：0.2～3重量％的ti，0.2～5重量％的zr，0.2～5重量％的sc，0.2～10重量％的li以及0.2～5重量％的v。

钛(ti)、锆(zr)、钒(v)、钪(sc)、锂(li)具有能够与具备l12规则结构的铝形成非平衡的微细组织的特征。通过添加这些元素，与无添加的情况相比较，能够增大常温抗拉强度、高温抗拉强度。需要说明的是，如果这些的元素的添加量是超过上述范围的值，则不仅在制造上较难，而且会降低延展性，因此不优选。

以下，对层叠时成型温度的选择和层叠成型体的制造方法的各种的实施方式进行说明。

[获得常温高强度层叠成型体的情况]

例如，al－si－mg系合金和al－si－mg－cu系合金，在形状复杂的层叠成型体的情况下，若层叠时成型温度小于150℃，则即使受到热影响的时间长也难以软化，在层叠后且进行热处理(t6处理)之前的状态下(asbuilt)示出了高抗拉强度，但是层叠成型体容易变形。

另一方面，如果层叠时成型温度超过150℃，特别是超过180℃，那么虽然层叠成型体的变形小，但是由于过时效因而容易软化。进一步，如果层叠时成型温度超过200℃，那么被认为过饱和地固溶于al中的si的量会減少，另外，mg－si析出物的粗大化导致进一步软化。因此，需要一种即使在超过180℃的高温的层叠时成型温度下，也能够得到不会软化的常温高强度层叠成型体的制造方法。当然，因为在层叠成型体的状态下就示出了高强度，因此不需要进行500℃以上的固溶化处理、之后的淬火·回火等热处理。热处理后的层叠成型体，与进行热处理(t6处理)前(asbuilt)的层叠成型体相比较，抗拉强度更低。

＜fe为0.3重量％以下，mn以及cr的总含量为0.3～10重量％，形成含有al、mn、fe以及cr中的2种以上的金属间化合物、以及固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素的铝合金固溶体中的任意1种以上的情况＞

在铝合金含有mn与cr中的1种以上的情况下，即使在超过180℃的层叠时成型温度下，也可示出高抗拉强度。这是由于，层叠时暂时熔融凝固的层叠成型体，在层叠时的成型温度的作用下析出mn、cr与al的化合物，即使在180～250℃的层叠时成型温度下也难以发生过时效，因此没有软化。

因此，如上文所述，如果层叠时成型温度为150～250℃，则层叠成型体的变形会变小，并且可示出高的常温强度。

[获得高温高强度层叠成型体的情况]

fe、cr以及mn，均有助于提高超过200℃的高温下的抗拉强度。根据fe、cr以及mn的含量，可选用以下的层叠时成型温度。另外，虽然能够在对层叠成型体进行500℃以上的固溶化处理后，进行淬火·回火等热处理，但是与常温高强度层叠成型体的情况相同，基于得到特别优良的拉伸特性的观点，优选不进行热处理直接使用。

(1)作为应对层叠成型体的变形、裂纹的对策，可选择150～250℃的层叠时成型温度。

＜含有超过1重量％且在10重量％以下的fe、以及总重量为1.5重量％以下的mn和cr中的1种以上，形成含有al、mn、fe及cr中的2种以上的金属间化合物、以及固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素的铝合金固溶体中的任意1种以上的情况＞

通过增加fe的含量，能够提高高温强度。但是，在fe的含量超过10重量％的情况下，层叠成型体的内部产生较大的热应力，层叠成型体(包括支撑件)容易产生裂纹。另外，在fe的含量超过10重量％的情况下，与al的化合物粗大化，特别是al与fe的化合物成为粗大的针状，导致延展性的降低。另一方面，在fe的含量小于1重量％的情况下，高温强度的改善较小。因此，fe含量选用超过1重量％，且在10重量％以下。但是，为了进一步提高高温强度，优选为2重量％以上。另外，在具有高温强度并且特别提高延展性的情况下，fe的含量优选为2～7重量％，更优选为2～5重量％。通过选为2～5重量％，由此能够适于抑制层叠成型体的裂纹。

需要说明的是，为了在保持高温强度的同时提高延展性，将fe含量限定在1～7重量％的范围，且将mn含量设为0.1重量％以上是有效的，这是由于能够使得fe的化合物的形态从针状变为块状。但是，若mn含量超过1.5重量％，与仅含有fe的情况相比，反而有助长裂纹的产生的倾向。因此，mn的含量，优选为0.1～1.5重量％，更优选为0.1～0.5重量％的范围。

＜含有超过0.3重量％且在2重量％以下的fe以及总重量为1.5～10重量％的mn与cr中的1种以上，形成含有al、mn、fe及cr中的2种以上的金属间化合物、以及固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素的铝合金固溶体中的任意1种以上的情况＞

通过添加fe，可形成mn与fe的化合物，能够提高层叠成型体的高温强度。但是，在fe的含量为0.3重量％以下的情况下，fe与mn的金属间化合物的生成较少，无法得到充分的高温强度。另一方面，若fe的含量超过2重量％，则虽然可提高高温强度，但是容易产生裂纹。因此，fe含量选用超过0.3重量％且在2重量％以下。

另一方面，为了提高层叠成型体的高温强度，mn、cr的总含量选用1.5重量％以上。但是，若超过10重量％则延展性会降低，因此选用1.5～10重量％。另外，为了得到具有高温强度且延展性特别高的层叠成型体，mn、cr的总含量优选为1.5～5重量％。

＜fe为0.3重量％以下、mn以及cr的总含量为0.3～10重量％，形成含有al、mn、fe以及cr中的2种以上的金属间化合物、以及固溶有mn、fe以及cr中的1种以上的元素的铝合金固溶体中的任意1种以上的情况＞

通过使得fe的含量为0.3重量％以下，可形成mn与al的化合物和cr与al的化合物，能够提高层叠成型体的高温强度。可认为这是由于，mn与al的析出物、cr与al的析出物达到400℃为止也不会发生形态变化。

但是，在mn、cr的总含量小于1.5重量％的情况下，无法得到充分的高温强度。另一方面，若mn、cr的总含量超过10重量％则延展性会降低，因此优选为1.5～10重量％。为了得到具有高温强度且延展性特别高的层叠成型体，mn、cr的总含量更优选为1.5～5重量％。

(2)作为应对层叠成型体的变形、裂纹的对策，可选择超过250℃且在450℃以下的层叠时成型温度。

为了实现高延展性和抑制裂纹并且获得良好的抗拉强度，另一方法是选择超过250℃且在450℃以下的层叠时成型温度。作为这样的制造方法，电子束层叠法满足条件。

通过使得层叠时成型温度超过250℃且在450℃以下的范围内，可减少在层叠时成型温度为150～250℃的情况下产生的层叠成型时的裂纹。可认为这是由于，刚熔融后的温度与熔融前的温度之差变小，因此热应力变小。但是，若超过层叠时成型温度的范围的上限即450℃，则共晶的si和金属间化合物的尺寸会过大，会导致抗拉强度的降低。另外，在层叠时成型温度为250℃以下的情况下，为了减少了层叠时的蓄热，需要延长成型时的层叠时间，在制造效率方面不合适。

但是，在单独含有mn、单独含有fe、复合含有mn或cr与fe中的任一情况下，虽然抗拉强度提高，但是被给予的热量大，因此金属间化合物的尺寸变大。金属间化合物的形态，例如在单独含有fe的情况下是尺寸超过100μm的粗大针状、粗大棒状，在复合添加fe、mn的情况下是粗大的鱼糕状，因此需要使得fe、cr和mn的总含量为2～10重量％。

需要说明的是，在本发明中，金属间化合物的尺寸是，以观察察面上的最长直径计，优选小于200μm。

但是，在特别提高延展性的情况下，fe、cr和mn的总重量优选为2～7重量％，更优选为2～5重量％。需要说明的是，为了在保证层叠成型体的高强度的同时提高延展性，fe含量限定在2～5重量％的范围内，mn含量限定在0.1～1.0重量％的范围内，更优选地限定为0.1～0.5重量％。通过像这样使得mn的含量为少量，可有效地使得产生的铁化合物的形态从针状变为微细的块状。

如以上说明的，在采用规定的层叠时成型温度的实施方式中，使用的铝合金中还能够含有以下元素中的任意1种以上：4～30重量％的si、0.5～5.0重量％的mg、0.5～5重量％的cu以及0.5～3重量％的ni。

这些元素之中的si有助于提高层叠成型体的抗拉强度。另外，si示出了以下2种效果：共晶si导致的分散硬化，和si固溶于铝基体中结果导致的固溶硬化。

为了得到这样的效果而添加si，在层叠时成型温度为250℃以下的情况下，若si超过20重量％则延展性会大幅降低，因此为了提高室温强度其上限优选为20重量％。另外，在小于4重量％的情况下容易产生晶间裂纹，因此其下限优选为4重量％。因此，为了提高室温强度，si的含量优选为4～20重量％。

另一方面，为了提高高温强度，添加si是有效的。si兼具改善耐摩耗性的效果。但是，若含量过多，则层叠成型体会变脆，因此优选为4～30重量％。

在得到高温高强度层叠成型体的情况下，层叠时成型温度无论是150～250℃，还是超过250℃且在450℃以下，si的含量的范围均相同。

为了提高常温拉伸特性、切削特性、高温拉伸特性，根据需要添加cu。在现有的铸造用合金中，共晶部中形成有可推测为θ相(cu－al)和q化合物(al－cu－mg－si)的化合物。但是，在金属层叠加工法的情况下，由于cu具有10³℃/s左右的凝固速度，因此几乎所有cu都固溶在铝基体中。因此，除了发挥固溶强化的作用以外，在层叠时的热的作用下，规定比例的cu作为析出物而有利于常温强度。

另外，在高温强度为必需的情况下，进行t6处理(溶体化处理、淬火、回火)，另外，例如能够在300℃左右的温度下，进行尺寸稳定化处理。由此，虽然与刚层叠后的层叠成型体相比更加软化，但是这样仍然可以发挥提高高温强度的效果。因此，为了发现该效果，cu的添加量为0.5重量％以上，为了确保延展性和耐腐蚀性，cu的添加量的上限优选为5重量％以下。

关于mg，在现有的铸造用合金中，约小于0.5重量％的mg与si形成mg－si化合物，由此进行析出硬化而有助于提高常温强度。另外，已知1～5重量％的mg可提高300℃下的高温强度。

但是，在金属层叠加工法的情况下具有10³℃/s左右的凝固速度，因此大量的mg固溶在铝基体中，因层叠时的温度而有一部分会析出。虽然进行t6处理(溶体化处理、淬火、回火)，另外在300℃左右的温度的作用下产生了软化，但是仍然有提高高温强度的效果。因此，为了发现该效果，mg的添加量优选为0.5重量％以上，为了确保延展性，mg的添加量优选为5重量％以下。

关于ni，在现有的铸造用合金中，添加ni用于提高高温强度。与此相反，在金属层叠加工法的情况下，由于具有10³℃/s左右的凝固速度，因此与al之间形成的ni－al化合物非常微细。因此，ni的添加量，优选为0.3～3重量％。

以上，对本实施方式的层叠成型体的原料铝合金的组成进行了说明，通过使用金属层叠加工法对这样的原料铝合金的粉末进行成型，能够得到层叠成型体。以下，说明能够在本发明中使用的层叠加工法。

通常，金属层叠加工法通过以下的工序进行。

(1)铺盖一层有一定厚度的金属粉末层。

(2)对欲固化的位置局部地照电子束或激光，由此加热粉末层，使得粉末瞬间熔融并且瞬间固化。在这种情况下，电子束或激光，基于3d数据/切片数据进行扫描。

(3)降低制造台，再铺盖一层金属粉末层。

(4)重复以上的工序，层叠金属粉末，得到最终形状的层叠成型体。之后，除去未固化的粉末，取出层叠成型体。

作为能够用于制造本实施方式的层叠成型体的金属层叠加工法，有使用电子束层叠装置进行的电子束层叠加工法，和使用激光层叠装置进行的激光层叠加工法。

另外，作为本实施方式的层叠加工法，也能够采用沉积方式。作为沉积方式，可列举将金属粉末喷射在所需的位置，并在该位置一边使金属粉末熔融一边进行堆积的方法，和一边熔融合金丝一边进行堆积的方法。

如上述，使用层叠加工法设计的层叠成型体，除了成型后直接用作最终制品以外，还能够施加以下的处理、加工。

(1)在层叠后，进行时效处理。若进行时效处理，则由于急速凝固因而固溶的元素以化合物的形式析出从而能够强化，能够实现层叠成型体的强度改善。另外，在这种情况下，通过合金的种类的复合添加，例如还能够促进析出物的均匀分散。其中一例是复合添加zr、cr。

(2)在层叠后，进行加工。进行加工与晶粒的微细化相关联，能够实现层叠成型体的强度改善。

(3)在层叠后，进行时效处理、加工。或者，在层叠后，进行加工、时效处理。通过进行这些处理中的任意一个，能够得到晶粒的微细化和微细析出物的形成导致的协同效果。

【实施例】

以下，与比较例进行对比说明本发明的实施例。

实施例1～17，比较例1～5

使用下表1所示的组成的al合金粉末(平均粒径：35μm)，通过激光层叠法，制作20mm×30mm，且高度50mm的21种层叠成型体(实施例1～17，比较例1～4)，并且沿层叠成型体的高度方向切取标点间距离为5mm、平行部宽度为2mm且全长为20mm的试验片。另外，在比较例5中，通过高压铸造法制作成型体。关于比较例5的高压铸造法采用的原材料，从直径10mm×长度100mm的铸造材料切取的平行部直径为6.3mm，标点间距离为30mm的试验片进行评价。关于比较例8、实施例13、14的相当于ac8a的合金，使用标点间距离为12mm、平行部宽度为4mm、全长为40mm、厚度为1.5mm的试验片进行评价，且该试验片是没有进行t6处理的层叠成型体(asbuilt材)。

需要说明的是，在层叠中没有加热的情况下的层叠时成型温度为70℃，在层叠中进行预热的情况下的层叠时成型温度为200℃(实施例1、2、4～9以及12～17、比较例1～4)、250℃(实施例3)、160℃(实施例10)或180℃(实施例11)。

对于这些成型体，测量常温抗拉强度(mpa)、伸长率(％)，以及观察成型体的变形。其结果在下表1中示出。

根据下表1可知，si量较少为3重量％的比较例1，虽然层叠成型体的表面没有问题，但是在层叠成型体的内部的金属组织中可确认大量的晶间裂纹，抗拉强度较低为150mpa。在比较例2的不含有mn的al－10％si－0.37％mg合金中，在层叠时成型温度为70℃的情况下，抗拉强度示出了超过400mpa的值，但是在200℃下示出了较低为290mpa的值。

比较例3，是si量较多为25重量％的情况，虽然层叠成型体的表面没有问题，且抗拉强度较高为320mpa，但是伸长率示出了为2％以及3％的较低的值。需要说明的是，在层叠温度为70℃的情况下，虽然变形很微量但是发生了变形，与此相反，在层叠时成型温度为200℃时可确认没有变形或裂纹。

比较例4，由于mn和cr的总重量均超过10重量％，因此虽然示出了高抗拉强度，但是伸长率低。

比较例5，为了提高al－mg系合金的抗拉强度并防止铸造裂纹，添加了si。另外，为了提高抗拉强度而添加了mn。但是，抗拉强度为300mpa以下。

另一方面，实施例1～17中的任一项，虽然层叠时成型温度均不同为200℃、160℃、180℃或250℃，另外，取决于合金成分而有差异，但是抗拉强示出了从330mpa到480mpa的较高的值。尤其，在含有1.5重量％以上的mn的情况下(实施例4、5、6)，示出了450mpa以上的抗拉强度的值。另外，与实施例2相比，虽然实施例17的si的含量少，但是示出了比实施例2更高的抗拉强度和更高的伸长率。实施例17的抗拉强度在实施例4以上，伸长率示出了比实施例2高出2％的值。虽然没有记载在表1中，但是实施例17示出了为310mpa的高屈服强度，该值比实施例2高出90mpa。可认为该现象是由于，(1)由于降低了si的含量因此网眼状的共晶si的量减少，可减少龟裂的起点和发展，以及(2)mn的添加导致微细金属间化合物(结晶物、析出物)和固溶有mn的固溶体的形成，这两者相辅相成地改善了抗拉强度和伸长率。

在含有mn与cr中的1种以上的层叠成型体中，为了发现这样的效果，si的量优选为4～8重量％。若si量小于4重量％，则层叠体中容易产生裂纹。若si量超过8重量％，则与8重量％以下的si量相比，难以同时提高抗拉强度、伸长率。

另外，实施例10～13的含cr合金中的任一个，与单独含有mn的情况同样地，均示出了400mpa以上的较高的值。实施例14是对实施例13添加了zr，实施例15是对实施例2添加了ti。由此，不会降低伸长率，并可改善抗拉强度。

实施例16，不同于比较例5，示出了高抗拉强度、高伸长率。可认为这是由于，共晶mg2si相由于急速凝固而变得微细，此外，在高压铸造材料的情况下形成al－mn化合物的mn大大量地固溶在铝中且产生析出强化，并与铝形成微细结晶物。

另外，即使不含有si、mg等硬化元素，仅仅在铝中含有mn(实施例9)，也示出了330mpa的高抗拉强度，虽然在表中没有记载，但是显微维氏硬度为90。即使将层叠成型体加热到400℃，该值也不会变化。可认为该现象是由于，mn在层叠中大量地固溶于铝，并在层叠中的热的作用下生成微细的析出物，mg－al析出物即使在过时效会导致软化的200℃以上的高温区域中mn－al化合物也不会发生形态变化，因此得到了高抗拉强度、高硬度。另外，可认为微细的结晶物也与此有关系。

【表1】

在上表1中，

变形的表示为···◎：无变形，无裂纹，○：变形小，无裂纹，△：晶间裂纹(外面无裂纹)，×：成型体表面有裂纹

需要说明的是，含有元素si、mg、fe、cu、mn以及ni的数值，均是重量％。另外，以下的表2～4中也同样如此。

实施例18～28，比较例6～8

使用下表2所示的组成的al合金粉末(平均粒径：35μm)，通过激光层叠法，制作10mm×10mm、且长度80mm的14种层叠成型体(实施例18～28，比较例7～8)，并且从层叠成型体中切取标点间距离为12mm、平行部宽度为4mm且全长为40mm的试验片。

需要说明的是，在层叠中没有加热的情况下的层叠时成型温度为70℃(实施例18～20、比较例7)，在层叠中进行预热的情况下的层叠时成型温度为200℃(实施例18～21、23～28、比较例7～8)或250℃(实施例22)。

在比较例6中，通过作为现有的制造方法的模具铸造法，制造以活塞合金为代表的jisac8a合金的成型体。

对于这些成型体，测量高温抗拉强度(mpa)、伸长率(％)，以及观察成型体的变形。需要说明的是，高温抗拉强度，是300℃下的抗拉强度(mpa)。

如下表2所示，通过模具铸造法制成的比较例6的成型体，示出了80mpa的抗拉强度、25％的伸长率％。通过激光层叠法对ac8a合金进行成型得到的比较例7的层叠成型体，示出了ac8a合金所具有的高伸长率值，但是抗拉强度稍低为65mpa。

没有进行t6处理的比较例8的层叠成型体，与进行了t6处理的比较例7相比较，高温抗拉强度更高，但是与比较例6的模具铸造材料相比较更低。

另一方面，在ac8a合金中添加mn的实施例18～20中，在层叠时成型温度为70℃、200℃的任一情况下，抗拉强度均示出了为85～120mpa的较高的值。另外，在实施例21以及22中，即使层叠温度为250℃(实施例22)，即使不含有ni、cu等与耐热特性提高相关的元素(实施例21、22)，通过含有si、mg以及mn，也示出了80mpa的较高的抗拉强度。可认为该现象是由于，如在上表1所示的结果中进行说明的，在层叠中过饱和地大量固溶于铝的mn导致了在层叠中产生微细的析出物和微细的结晶物。

在实施例23中含有cr，在实施例24中含有cr和mn。与仅仅含有mn的实施例18～22同样地，示出了为85mpa以上的高的高温抗拉强度。在实施例18～24的层叠成型体中，在进行t6处理后，并在300℃下保持10小时后，实施300℃下的高温拉伸试验，但是在实施例25～28的层叠成型体中，不进行t6处理在300℃下实施高温拉伸试验。可认为，层叠时大量固溶的mn、cr是导致在300℃下依然稳定地固溶并且形成微细的结晶物的原因。

在实施例27、28中分别含有ti、zr，由于这些元素的固溶强化、析出强化或结晶微细化的效果，抗拉强度得到提高。

【表2】

在上表2中，

变形的表示为···◎：无变形、无裂纹，○：变形小、无裂纹，△：晶间裂纹(外表面无裂纹)，×：成型体表面有裂纹

高温拉伸试验之前的加热处理···1)对成型体进行t6处理后，在300℃下加热10小时

2)将没有进行t6处理的层叠成型体在300℃下加热10小时

高温拉伸试验的条件···在300℃下保持10分钟后，以位移速度5mm/min进行试验

实施例29～51，比较例9～14

使用下表3所示的组成的al合金粉末(平均粒径：35μm)，通过激光层叠法，制作10mm×10mm，且长度80mm的25种层叠成型体(实施例29～51，比较例10～14)，并且从层叠成型体中切取标点间距离为12mm、平行部宽度为4mm且全长为40mm的试验片。需要说明的是，在层叠中没有加热的情况下的层叠时成型温度为70℃，在层叠中进行预热的情况下的层叠时成型温度为200℃。

在比较例9中，通过作为现有的制造方法的模具铸造法，制造以活塞合金为代表的jisac8a合金的成型体。

对于这些成型体，测量高温抗拉强度(mpa)、伸长率(％)，以及观察成型体的变形。需要说明的是，高温抗拉强度，是300℃下的抗拉强度(mpa)。

如下表3所示，通过模具铸造法制成的比较例9的成型体，示出了80mpa的抗拉强度、25％的伸长率。通过激光层叠法对ac8a合金进行成型得到的比较例10的层叠成型体，示出了ac8a合金所具有的高伸长率值，但是抗拉强度稍低为65mpa。在比较例11～14中，在含有2重量％以上的mn，并大量含有fe以及mn的情况下，层叠成型体的表面、内部产生了大裂纹，无法得到层叠成型品。比较例14，虽然没有产生裂纹，但是单独添加fe，且伸长率低。

另一方面，在实施例29～51中使用的合金，是含有3～9重量％的fe、1.5重量％以下的mn的ac8a合金，或者是含有0.3～2重量％的fe、1.5～10重量％的mn或cr的ac8a合金。如下表3所示，在实施例29～51的任一个中，另外，在层叠时成型温度为70℃、200℃的任一情况下，在层叠成型体中均没有产生裂纹。

在铝合金含有以总重量计超过1.5重量％且在10％以下的mn与cr中的1种以上的情况下，通过将fe量控制在超过0.3重量且在2重量％以下，可使得层叠成型体中难以产生裂纹，或者在铝合金含有超过1重量％且在10重量％以下的fe情况下，通过将mn以及cr的总重量控制在1.5重量％以下，可使得层叠成型体中难以产生裂纹。另外，在单独添加fe或复合添加fe、cr以及mn中的1种以上的任一情况下，实施例29～51的层叠成型体均示出了比比较例9的成型体所示出的高温抗拉强度80mpa更高的高温抗拉强度。

特别是，如表2所示，单独含有fe的情况自不必说，在含有fe、cr、mn中的1种以上含有的情况下，对没有经过热处理(t6处理)的层叠成型体(asbuilt)进行评价得到的300℃的高温抗拉强度，与对层叠成型体进行了t6处理时的高温抗拉强度相比，示出了约为1.5倍以上的值。可认为这是由于，在t6处理中在500℃以上保温，因此(1)层叠时过饱和地固溶在铝的基体中的fe、mn、cr的元素在升温时以粗大的方式析出，之后的淬火导致这些元素难以再次固溶达到层叠成型体以上(asbuilt)的程度，以及(2)在层叠成型体(asbuilt)中形成的微细结晶物(共晶si和含有fe、mn、cr等金属的化合物)的形态会变化并粗大化。

层叠成型体的t6处理前后的金属组织在图4～图6中示出。图4是示出实施例49以及33的层叠成型体(ac8a+3％fe)的组织的照片图。图5是示出实施例25以及18的层叠成型体(ac8a+3％mn)的组织的照片图。图6是示出实施例26以及23的层叠成型体(ac8a+3％cr)的组织的照片图。实施例49、25以及26，是进行层叠后且进行热处理(t6处理)之前的层叠成型体，实施例33、18以及23，是进行层叠后且进行热处理(t6处理)后的层叠成型体。如图4～6所示，可知，由于t6处理，网眼状的共晶si粗大化到2～3μm，网眼状的过渡金属的化合物也粗大化到1μm以上。

实施例43～47分别是添加钛(ti)、锆(zr)、钒(v)、钪(sc)、锂(li)的情况下的层叠成型体，这些元素的特征是与铝形成具有l12规则结构的非平衡的微细组织。如表3所示，可知，通过添加这些元素，与没有添加的情况相比，高温抗拉强度增大了4～10mpa左右。需要说明的是，如果这些元素的添加量是超过上述范围的值，则在制造上有困难，并且延展性降低。另外，在没有以500℃以上对层叠成型体进行热处理的情况下，该析出硬化更加显著。

需要说明的是，实施例38是使用了含有较多si量的铝合金的情况，与使用ac8a合金的情况相比示出了更高的值。

【表3】

在上表3中，

变形的表示为···◎：无变形、无裂纹，○：变形小、无裂纹，△：晶间裂纹(外表面无裂纹)，×：成型体表面有裂纹

高温拉伸试验之前的加热处理···1)对成型体进行t6处理后，在300℃下加热10小时

2)将没有进行t6处理的层叠成型体在300℃下加热10小时

高温拉伸试验的条件···在300℃下保持10分钟后，以位移速度5mm/min进行试验

实施例52～71，比较例15～20

使用下表4所示的组成的al合金粉末(平均粒径：35μm)，通过电子束层叠法，制作10mm×10mm，且长度为80mm的24种层叠成型体(实施例52～71，比较例17～20)，并且从层叠成型体中切取标点间距离为12mm、平行部宽度为4mm且全长为40mm的试验片。需要说明的是，层叠时成型温度为450℃。另外，实施例69～71的层叠时成型温度，分别为350℃、300℃、260℃。比较例20的层叠时成型温度为480℃。

在比较例15中，通过作为现有的制造方法的模具铸造法，制造以活塞合金为代表的jisac8a合金的成型体。

在比较例16中，通过激光层叠法制作同样的层叠成型体。

对于这些成型体，测量高温抗拉强度(mpa)、伸长率(％)，观察成型体的变形，以及测量化合物的尺寸。需要说明的是，高温抗拉强度是300℃下的抗拉强度(mpa)。

如下表4所示，通过模具铸造法制成的比较例15的成型体，示出了80mpa的抗拉强度，25％的伸长率。通过激光层叠法对ac8a合金进行成型得到的比较例16的层叠成型体，示出了ac8a合金所具有的高伸长率值，但是高温抗拉强度较低为62mpa。

通过电子束层叠法成型的比较例17～19的层叠成型体，fe和mn的总量超过10重量％，在层叠时赋予给形成的al与fe的化合物、fe与mn的化合物的热量比激光层叠法更大，因此化合物的尺寸成为超过200μm的粗大化合物，高温拉伸试验中的伸长率较低。但是，由于层叠时成型温度为450℃的高温，因此层叠成型体中没有产生裂纹。可认为这是由于，刚熔融后的温度与熔融前的温度之差小，热应力也变小。另外，在比较例20中，层叠时成型温度较高为层叠的合金的熔点附近(480℃)，因此与450℃的情况相比金属间化合物的尺寸粗大化，与实施例56相比抗拉强度、伸长率更低。

另一方面，实施例52～66中使用的合金是fe、cr以及mn的总量为1.0～10重量％的ac8a合金。如下表4所示，在实施例52～68的任一层叠成型体中，电子束层叠法的层叠时成型温度均为450℃的高温，因此在层叠成型体中没有产生裂纹。另外，高温抗拉强度在ac8a合金(比较例15、16)以上。

但是，电子束层叠法形成的层叠成型体，在层叠时收到了较大的热影响，因此化合物粗大化，另外无法在铝中过饱和地固溶fe、cr、mn等元素，因此如表2以及表3所示，没有进行热处理的层叠成型体的抗拉强度，没有示出比进行了t6处理的层叠成型体更高的强度。

如表4所示，与实施例55中的抗拉强度、伸长率相比较，实施例67所示的没有进行热处理的层叠成型体示出了较低的值。

另一方面，实施例68～70中使用的合金，fe、cr以及mn的总量在1.0～10重量％的范围内。在实施例68中，是cr量为3.1重量％的ac8a合金，示出了与添加mn的实施例55的成型体相同的抗拉强度、伸长率。实施例69～71的层叠时成型温度分别是350℃、300℃、260℃。通过选用350℃的层叠成型温度，即使在刚层叠的状态下(无热处理)，也示出了比

实施例52(层叠成型温度450℃，有热处理)更高的抗拉强度、伸长率。这是由于，在层叠成型中含有fe、mn的金属间化合物的粗大化程度变小。进一步，由于层叠时成型温度降低到300℃、260℃，因此其尺寸进一步变小，示出了更高的抗拉强度。

【表4】

在上表4中，

变形的表示为···◎：无变形、无裂纹，○：变形小、无裂纹，△：晶间裂纹(外表面无裂纹)，×：成型体表面有裂纹

化合物的最长径尺寸···○：小于200μm，×：200μm以上

高温拉伸试验之前的加热处理···1)对成型体进行t6处理后，在300℃下加热10小时

2)将没有进行t6处理的层叠成型体在300℃下加热10小时

高温拉伸试验的条件···在300℃下保持10分钟后，以位移速度5mm/min进行试验。