日本金属学会誌 第 78 巻 第 10 号(2014)369374

チタン粉末積層造形成形体への MgZn 合金および

MgAl 合金の自発的溶浸

山 口 　 篤1 富 田 友 樹1 福 本 信 次2

1兵庫県立工業技術センター

2大阪大学大学院工学研究科マテリアル生産科学専攻

J. Japan Inst. Met. Mater. Vol. 78, No. 10 (2014), pp. 369374 2014 The Japan Institute of Metals and Materials

Infiltration of MagnesiumZinc and MagnesiumAluminum Alloysinto Titanium Powder Preforms Using Indirect Selective Laser Sintering

Atsushi Yamaguchi1, Tomoki Tomita1 and Shinji Fukumoto2

1Hyogo Prefectural Institute of Technology, Kobe 65400372Division of Materials and Manufacturing Science, Graduate School of Engineering, Osaka University, Suita 5650871

In this study, we attempted to infiltrate molten magnesiumzinc (Mg6.2 massZn) alloy and magnesiumaluminum (Mg8.3 massAl) alloy into titanium powder preforms using indirect selective laser sintering (SLS). It was observed that moltenMgZn and MgAl alloys could easily infiltrate the Ti powder preforms during selfactivation at 973 K under argon atmosphere.In addition, all of the infiltrated sections of the preforms were found to exhibit excellent dimensional accuracy.

The hardness and tensile strength of the infiltrated portions of MgZn were found to be 71 HRB and 333 MPa, respectively,and the corresponding values for MgAl alloy were 71 HRB and 343 MPa, respectively. The tensile strengths of the parts of thepreform infiltrated with an alloy were significantly higher than those of the parts infiltrated with just Mg (241 MPa). We believethat the large increase in tensile strength after MgZn and MgAl infiltration is due to the interfacial reinforcement of the matrixand the generation of Tibased intermetallic phases, such as TiZn3, TiAl, and Ti3Al, on the surface of Ti particles as a result oftheir reaction with molten alloys. As a consequence of the reaction with molten alloys, the Zn or Al concentration in the infiltratedparts of the matrix was found to be lower than before infiltration. Thus, the infiltration of the MgZn and MgAl alloys into Tipowder preforms can be considered an effective indirect SLS technique for producing lightweight infiltrated metal alloy parts.[doi:10.2320/jinstmet.J2014006]

(Received February 5, 2014; Accepted June 23, 2014; Published October 1, 2014)

Keywords: selective laser sintering, rapid prototyping, sintering, infiltration, titanium powder, capillary action, magnesium,magnesiumzinc alloy, magnesiumaluminum alloy

1. 緒 言

金属粉末の積層造形技術の一つに，選択的レーザ焼結

(SLS: Selective Laser Sintering)間接法がある．この方法は

まず，樹脂を複合化した金属粉末を平滑に敷き詰め，必要な

部分のみに低出力のレーザを照射し，樹脂のみを結合させる

作業を層状に繰り返すことで立体形状の積層造形成形体(以

降，プリフォーム)を作製する．このプリフォームは樹脂を

含むポーラス体であるため，後工程で金属粉末の焼結および

比較的融点の低い金属の溶浸を行う．これにより，金属粉末

と溶浸金属から成る緻密な複合材料部品(以降，溶浸体)が得

られる．この方法は，複雑形状の金属部品が型を用いずに作

製できることから，多品種・小ロット生産や試作に有効とさ

れている．

SLS 間接法用の積層造形用粉末としては，樹脂を複合化

したステンレス鋼粉末が既に実用化されている．このプリフ

ォームへは，主として CuSn 合金の溶浸が組み合わされ，

得られる溶浸体の金属組織，機械的性質，寸法変化，溶浸メ

カニズムなどが報告されている14)．また，CuSn 合金以外

では，CuZn 合金，CuAlMn 合金5)，Mg および MgZn

合金6)の溶浸が試みられている．最近では，造形物の軽量化

に対するニーズが強まっているため，著者らは積層造形用の

樹脂複合化 Ti 粉末を開発し，そのプリフォームに Mg を自

発溶浸させることによって，軽量かつ緻密な Ti/Mg 複合材

料部品を作製する技術を提案した7)．得られる Ti/Mg 溶浸

体の引張強さは 241 MPa で，Mg よりも大幅な高強度化が

達成されたものの，軽量金属鋳物として多用されている Al

合金鋳物(AC4CT6)の引張強さ(285 MPa)8)や比強度の面

でも及んでいないのが現状であり，さらなる高強度化が必要

と考えている．その方法として，Mg よりも高い強度を有す

る MgZn 合金や MgAl 合金などを溶浸させ，複合材料の

マトリックスを強化する9)ことが考えられるが，Ti は溶融し

た Mg 合金中の合金元素である Zn や Al と反応することが

予測できるため，溶浸の可否や得られる部品の寸法精度が不

明であり，SLS 間接法への適用は試みられていない．

370

Fig. 1 As received titanium powder for the preforms beforecomposite resin.

Fig. 2 Test pieces for this study, (a) Ti powder preform fabri-cated by indirect SLS, (b) cut out tensile test piece of compo-site parts after infiltration.

370 日 本 金 属 学 会 誌(2014) 第 78 巻

そこで，本稿では，SLS 間接法によって作製した Ti/Mg

溶浸体の強度向上を目的として，溶浸金属に MgZn 合金お

よび MgAl 合金を適用し，自発的溶浸の可否，得られた溶

浸体断面の化学組成，強度特性を調べるとともに，溶浸メカ

ニズムを検討したので報告する．

2. 実 験 方 法

2.1 樹脂の複合化と積層造形

原料の金属粉末は，Fig. 1 の SEM 写真で分かるように，

ガスアトマイズ法で作製された中位径が 27 mm の純 Ti 球状

粉末(大阪チタニウムテクノロジーズ社 TILOP45，＞99.8

mass)である．SLS 間接法における積層造形工程では，樹

脂を複合化した金属粉末に 20 W 程度の低出力レーザを部分

的に照射し，樹脂のみを硬化させてプリフォームを作製す

る．本研究では，Ti 粒子にナイロン 12 樹脂を溶解・析出法

によって被覆し，さらに 10 mm 以下に粉砕したノボラック

型フェノール樹脂を混合する方法10)を用いて積層造形用の

樹脂複合化 Ti 粉末を作製した．ナイロン樹脂とフェノール

樹脂の配合は質量比で 11.7 とし，Ti 質量に対する樹脂総

量の配合割合は 3とした．

樹脂複合化 Ti 粉末の積層造形には，粉末積層焼結装置

(3D システムズ社 SLS SinterStation HiQ)を用いた．プリ

フォームの造形には CO2 レーザを使用し，走査速度を 5 m/

s，造形体外周部のレーザ出力を 23 W，造形体内部のレー

ザ出力を 17 W とした．これは，造形体の外周を強固に固め

ることで，造形体の強度を向上させるためである．粉末の供

給トレイ温度を 339 K，造形ステージ温度を 401 K，1 回の

積層厚は 50 mm とした．積層造形によって作製したプリフ

ォームの形状を Fig. 2(a)に示す．1 対の引張試験片を組み

合わせた形状を造形し，溶浸後に切断して断面組織観察用試

験片および引張試験片を採取した．引張試験片は，Fig. 2

(b)に示すような平行部の幅が 2 mm，平行部の厚さが 0.6

mm，平行部の長さが 6 mm の砂時計型形状とした．SLS 間

接法では，目的とする造形物に溶融金属を溶浸させて緻密化

を図る．その際，造形物の溶損を防ぐためにタブとよばれる

台座を用い，造形物と溶浸金属の間に距離をおいて配置す

る．本実験では，引張試験用のプリフォームをそれぞれタブ

と一体設計し(Fig. 2(a))，積層造形を行った．

2.2 溶浸実験

溶浸には，MgZn 合金として ZK60(6.2Zn0.6Zr

Mg，展伸材)を，MgAl 合金として AZ91(Mg8.3Al

1.5ZnMg，展伸材)を用いた．また，一部の実験では，

それらとの比較として工業用純 Mg(＞99.9 mass，以降

Mg)を用いた．これらの溶浸用金属を Fig. 3(a)(c)のように

タブ上に設置し，Ar ガス(99.995)雰囲気の石英製管状炉

内で熱処理を施した．Ar ガスの流量は約 10 mL/s とし，

0.17 K/s の昇温速度で加熱し，Mg の液相線温度以上の 973

K で 1.2 ks 保持した後，炉冷を行った．設置した溶浸金属

の量は，経験的に概ね過不足なく溶浸が完了することが分か

っている量として，プリフォーム質量の約 50とした．

断面組織観察および化学組成分析では，走査型電子顕微鏡

(日本電子株JSM7001F，以降 SEM)およびエネルギー分散

型 X 線分析装置(AMETEK 社 APEX2，以降 SEMEDS)

を 使 用 し た ． 相 の 同 定 は X 線 回 折 装 置 ( 株 リ ガ ク

Rint2500，以降 XRD)，硬さ試験はロックウェル硬さ試験

機(株ミツトヨ HR521)および超微小押込み硬さ試験機(株

エリオニクス ENT1100a)を用いた．引張試験は万能材料

試験機(インストロン社製 5543)を用い，クロスヘッド移動

速度を 8.3 mm/s とした．なお，破断伸びは，クロスヘッド

の移動量を元に算出した．

3. 結果および考察

3.1 自発的溶浸と溶浸体の微細組織

積層造形によって得られたプリフォームの比重は 3.1

Mg･m－3，気孔率は約 53，圧縮強さは 7.2 MPa であった7)．

Fig. 3 は，そのプリフォームに Mg 合金を溶浸させた場合

371

Fig. 3 Appearances of test pieces in MgZn and MgAl alloyinfiltration experiment, (a)(c) before infiltration, (b)(d) afterinfiltration.

Fig. 4 Microstructure of (a) Ti /(MgZn) and (b) Ti/(MgAl) infiltrated parts.

Fig. 5 Zn and Al concentration analysis of the each locationinfiltrated MgZn and MgAl using SEMEDS. The eachanalysis area are 1.2 mm×1.0 mm. (mass)

371第 10 号 チタン粉末積層造形成形体への MgZn 合金および MgAl 合金の自発的溶浸

の熱処理前後の外観写真である．タブ上に設置していた Mg

合金は，熱処理後には形状を留めていない．また，熱処理後

のタブとテストピースには金属光沢を有する部分が存在する

ことから，プリフォーム中へ Mg が浸透したと考えられ

る．このことを詳しく調べるために，熱処理後の試験片の断

面組織観察を行った．

溶浸後の試料の断面組織写真を Fig. 4 に示す．プリフ

ォームの気孔率は 53であったのに対し，熱処理によって

Ti 粒子間に隙間なく Mg 合金が浸透し，気孔率が 0.1未満

の緻密な複合組織を形成していた．MgZn 合金，MgAl 合

金ともに，熱処理によって Ti 粉末のプリフォームへ自発的

に溶浸することが分かった．

Fig. 3(b)(d)の外観からも分かるように，タブ，引張試験

片に溶損，膨れ，反りなどの変形は見られなかった．設計寸

法の L(30.0 mm)，W(13.0 mm)，H(10.0 mm)に対応する

溶浸体の寸法は，MgZn 合金溶浸体は 30.0, 13.0, 9.8 mm，

MgAl 合金溶浸体は 30.0, 13.0, 9.9 mm であり，ほぼ設計

どおりの溶浸体が得られた．

Fig. 5 は，溶浸体断面各部位(分析領域1.2 mm×1.0

mm)の Zn 濃度(MgZn 合金溶浸体)および Al 濃度(MgAl

合金溶浸体)である．溶浸の開始位置(A)から端部(F)の各部

位において，Zn 濃度は 4.8～6.2 mass，Al 濃度は 9.6～

11.4 massであった．MgZn 合金中の Zn 濃度は，溶浸前

(6.2 mass)と比べるとやや低い値である．これは，Mg

Zn 合金中の Zn が Mg よりも蒸発しやすい性質11)であるこ

とから，溶融や溶浸の過程で Zn が優先的に蒸発し，希釈さ

れたと考える．一方，MgAl 合金中の Al 濃度は，溶浸前

(8.3 mass)と比べるとやや高い値であった．これは，Mg

Zn 合金の場合とは逆の現象で，MgAl 合金中の Mg が Al

よりも蒸発しやすい性質であることから，Mg が優先的に蒸

発し，濃化したと考える．しかし，ややばらつきがあるもも

のの，部位による濃度勾配がみられないことから，溶浸体全

体においてほぼ均一な組成を呈していたと言える．

SLS 間接法では，溶浸の可否と得られる溶浸体の寸法精

度を考慮して溶浸金属を選択する必要がある．溶浸金属に積

層造形用粉末金属と反応しやすい元素が含まれている場合，

反応相の形成によって毛管現象が妨げられるか6)，自発的に

溶浸が完了しても溶浸体に変形を生じることがある12)．本

実験の結果により，MgZn 合金および MgAl 合金は Ti プ

372

Fig. 6 SEMEDS lineanalysis of infiltrated parts, (a)Ti/(MgZn) and (b)Ti/(MgAl).

Fig. 7 SEM image of the residue Ti powder after dissolvedMg by nitric acid solution from (a) Ti/Mg, (b) Ti/(MgZn)and (c) Ti/(MgAl) infiltrated parts.

372 日 本 金 属 学 会 誌(2014) 第 78 巻

リフォームへの溶浸に差し支えないと言える．

Fig. 6(a)に示す Ti 粒子を含む微小領域における Ti/

(MgZn)溶浸体の線分析結果からは，溶浸部の Zn 濃度は

2.1 mass程度であり，素材のそれ(6.2 mass)よりも低く

なっていた．また，Ti 粒子の表面付近には Zn リッチな領域

が存在していた．つまり，Ti 粒子近傍における Ti/(Mg

Zn)溶浸体マトリックス中の Zn 濃度は素材よりもかなり低

下するものの，Ti 粒子表面付近では逆に濃縮していた．

一方，Fig. 6(b)の Ti 粒子を含む微小領域における Ti

(MgAl)溶浸体の線分析結果では，マトリックス中の Al 濃

度が 0.5 mass以下であり，素材のそれ(8.3 mass)よりも

大幅に減少していた．その一方で，Ti 粒子表面付近に Al が

濃化している領域が観察された．

Ti 粒子表面における Zn および Al の濃化原因を調べるた

め，溶浸体を硝酸アルコール溶液に浸して溶浸部のみを溶

解し，残渣の Ti 粉末を得た．その粉末の SEM 観察結果を

Fig. 7 に示す．Mg 溶浸体から得た残渣粉末は，Fig. 1 と同

様に平滑な表面の Ti 粒子であった．対して Ti(MgZn)溶

浸体および Ti/(MgAl)溶浸体から得た残渣粉末の表面は平

滑でなく，粒子状ないしは片状の生成物が付着したような表

面形態を呈していた．

これらの残渣粉末の XRD 結果を Fig. 8 に示す．Mg 溶浸

体から得た残渣 Ti 粉末は，Ti と熱処理時に生成した TiC

で構成される7)のに対し，Ti/(MgZn)溶浸体の残渣 Ti 粉末

ではそれらに加えて TiZn3，また，(d)の Ti/(MgAl)溶浸

体の残渣 Ti 粉末では TiAl および Ti3Al が確認できた．以

上のことから，Fig. 7(b)に示した MgZn 溶浸体の粒子状生

成物は TiZn3 であり，Fig. 7(c)に示した MgTi 溶浸体の片

状生成物は TiAl および Ti3Al と考えられる．なお，TiC は

Ti 粒子表面付近に生成していると考えられるが．SEM 観察

で生成物の形状を確認することができなかった．

3.2 自発的溶浸のメカニズム

3.2.1 タブ上の Mg 合金の溶融

本実験を通じて，Mg の溶浸と同様に MgZn 合金，Mg

Al 合金は高い寸法精度で自発的に溶浸することと，Ti 粒子

373

Fig. 8 Xray diffraction analysis of Ti powder, (a) as receivedTi powder and residue Ti powder after dissolved Mg by nitricacid solution from (b) Ti/Mg, (c) Ti/(MgZn) and (d) Ti/(MgAl) infiltrated parts.

373第 10 号 チタン粉末積層造形成形体への MgZn 合金および MgAl 合金の自発的溶浸

表面付近に反応相を形成することを示した．これらのメカニ

ズムを次のように考えた．

状態図13,14)によると，本実験に用いた MgZn 合金，Mg

Al 合金はいずれも亜共晶組成であるため，昇温の過程では

Zn または Al リッチな液相を生じて溶融に至る．その Zn な

いし Al リッチな湯が Ti プリフォームと接触すると，Ti と

反応相の生成によって毛管現象の経路閉塞，溶損，変形が生

じることが推測できる．そのような例として，ステンレス鋼

粉末プリフォームへ CuSn 合金を溶浸させた場合に Sn リ

ッチな溶湯から溶浸するため，溶浸体に Sn の濃度勾配が生

じることが報告されている10)．本実験において，タブ上に

設置した MgAl 合金の溶解する様子を目視観察したとこ

ろ，炉内温度が 940 K で形状が急激に崩れ，10 s 程の間に

外形が見えなくなった．その一連の様子は，湯の閉じ込めら

れた薄い殻が破れ，プリフォームに一気に浸み込むようであ

った．Mg を静滴法で溶解する場合，高真空下でも酸化被膜

を形成することが知られている15)が，本実験においても昇

温過程で生成した酸化被膜が殻の役目を果たして湯を閉じ込

め，自重や内圧によって破られることでプリフォームに接触

したと考える．つまり，MgZn 合金，MgAl 合金を溶浸さ

せた場合，Zn ないし Al リッチな湯から溶融・溶浸するので

はなく，素材組成を保ったまま薄い酸化被膜の中で溶融し，

その被膜が破れることで一気にプリフォームへ流れ込んだと

考えられる．

3.2.2 溶浸の進行

自発的溶浸の進行は毛管現象によるものであり16)，溶融

金属の濡れ角が 90°以下の場合に発現する．溶融 Mg と Ti

の濡れ角は 31°で，濡れの進行はテルミット反応(2Mg＋

TiO2＝2MgO＋Ti)によるものと言われている17)．本実験に

おける溶融金属は MgZn 合金，MgAl 合金であることか

ら，合金元素の Zn，Al が Mg のテルミット反応に及ぼす影

響を熱力学の観点から考察する．

本実験の保持温度 973 K における 1 mol あたりの ZnO,

Al2O3, MgO が生成する際の生成自由エネルギー(DG)18)は，

Zn＋1/2O2＝ZnO, DG＝－251 kJ･mol－1

2Al＋3/2O2＝Al2O3, DG＝－1368 kJ･mol－1

Mg＋1/2O2＝MgO, DG＝－506 kJ･mol－1

これらの式から Mg と ZnO，Mg と Al2O3 の反応に関して

次式が得られる．

Mg＋ZnO＝MgO＋Zn, DG＝－255 kJ･mol－1

3Mg＋Al2O3＝3MgO＋2Al DG＝－150 kJ･mol－1

両式から，973 K においては Zn よりも Mg の方が，また，

Al よりも Mg の方が還元能が高いことが分かる．つまり

Zn, Al を添加した Mg 合金であっても，濡れの駆動力とな

るテルミット反応は Mg が支配的であり，Zn, Al の影響は

小さいと考えられる．

3.2.3 反応相の生成

Fig. 5 からは溶浸体全体(マクロ領域)において化学組成の

勾配はなく，Fig. 6 からは Ti 粒子と溶浸体マトリックスの

界面付近(ミクロ領域)には Zn や Al に濃度勾配があること

を示した．中西ら19)によると，Ti 基板に溶融 MgAl 合金

(AZ80)を 1073 K で滴下させた場合，滴下後に十分な保持

時間(2400 s)を与えてから冷却した場合には反応相を生成す

るが，180 s の保持後に急冷した場合には反応相を生成しな

いと報告している．このことや本実験において溶浸体全域で

濃度勾配がみられないことから考えると，MgZn 合金およ

び MgAl 合金を溶浸させた場合，比較的短時間で湯が行き

渡り，後の保持(973 K1.2 ks)によって Ti 粒子との界面付

近で反応相を形成し，Zn, Al が濃化したと考える．

3.3 溶浸体の硬さ，引張強さ

Table 1 は，Ti/(MgZn)溶浸体，Ti/(MgAl)溶浸体お

よび Ti/Mg 溶浸体の比重(r)，硬さ，引張強さ(sB)および

破断伸びである．比重はいずれも 3.2 Mg･m－3 で差異はな

かった．Ti/(MgZn)溶浸体と Ti/(MgAl)溶浸体の硬さは，

Ti/Mg 合金溶浸体よりも 15以上硬い 71 HRB を示し，引

張強さは 30以上強い 333 MPa, 343 MPa であった．この

引張強さは，軽量金属鋳物として多用されている鋳造用 Al

合金鋳物(AC4CT6, sB＝285 MPa, sB/r＝106 kN･m･

kg－1)8)を大幅に上回り，ほぼ同等の比強度である．

Ti/(MgZn)溶浸体および Ti/(MgAl)溶浸体が Ti/Mg

溶浸体と比べて大幅に強度が高くなった原因を考察するため

に，溶浸体の超微小押込み硬さ試験を行った．Fig. 9(a)に

示すように，最大押込み荷重 5 mN，5 mm 間隔の多点試験

を行い，結果は溶浸体マトリックス部(A)，Ti 粒子外周か

ら 5 mm 以内の Ti 粒子外周部(B)，Ti 粒子表面から深さ 5

mm 以上の内部(C)，の 3 つの領域に分類して整理した．溶

浸体の Ti 粒子外周の硬さは約 5000 MPa で，内部(約 3000

MPa)に比べて大きく硬化していた．この効果の原因は，受

入れ Ti 粉末の外周は約 2700 MPa で内部と差がみられない

ことと，溶浸金属の種類に関係なく硬化していることから，

Fig. 8 で述べたように TiC の生成によるものと考える．一

方，Ti/Mg 溶浸体マトリックスの硬さは 750 MPa 程度であ

るのに対し，Ti/(MgZn)溶浸体マトリックスおよび Ti/

(MgAl)溶浸体マトリックスの硬さは，それぞれ 1100 MPa

374

Table 1 Properties of Ti/(MgZn), Ti/(MgAl), Ti/Mg infil-trated parts.

Ti/(MgZn) Ti/(MgAl) Ti/Mg7)

Density, r/Mg･m－3 3.2 3.2 3.2

Rockwell hardness (HRB) 71 71 60

Tensile strength, sB/MPa 333 343 241

Elongation () 8.6 9.3 8.3

Fig. 9 Hardness of Ti powder and infiltrated parts.

374 日 本 金 属 学 会 誌(2014) 第 78 巻

および 1200 MPa と高い値であった．これは，溶浸体マト

リックス中の Zn，Al 濃度は低下しているものの，元来の強

化元素として働きを残し，Ti/Mg 溶浸体マトリックスとは

硬さの差異が生じたと考える．

これらの結果から，Ti/(MgZn)溶浸体および Ti/(Mg

Al)溶浸体が Mg 溶浸体よりも高強度を示した理由の一つ

は，マトリックス強度の違いによるのである．加えて，Ti

粒子表面に生成した粒子状ないしは片状物の生成による界面

強度の向上も寄与したと考える．

4. ま と め

積層造形によって作製した Ti 粉末プリフォームへの Mg

Zn 合金および MgAl 合金の溶浸実験を行い，以下の結果

が得られた．

MgZn 合金および MgAl 合金は，Ti 粉末プリフ

ォームに自発的に溶浸した．溶損，膨れ，反りなどの変形を

伴わないため，寸法精度の良い造形物を得ることができる．

溶浸体の SEMEDS 分析および XRD 解析によると，

Ti, Mg, TiC に加えて，Ti/(MgZn)溶浸体では TiZn3 が，

Ti/(MgAl)溶浸体では Ti3Al，TiAl の生成が確認された．

これらの反応相は，Ti 粒子表面近傍で生成しており，その

影響により溶浸部の Zn，Al 濃度は素材よりも大幅に減少し

ていた．

タブ上に設置した MgZn 合金，MgAl 合金は，昇

温時に素材組成を保ったまま薄い酸化被膜の中で溶融し，そ

の被膜が破れることで一気にプリフォーム中へ流れ込んだ．

溶浸の進行は Mg のテルミット反応が支配的であり，Zn，

Al の影響は小さいと考えられる．溶浸後の一定時間の経過

(973 K，1.2 ks)によって，Ti 粒子との界面付近で反応相を

形成し，Zn, Al が濃化したと考える．

得られた Ti/(MgZn)溶浸体および Ti/(MgAl)溶浸

体の硬さ，引張強さはそれぞれ，71 HRB，333 MPa および

71 HRB，343 MPa であった．Ti/Mg 溶浸体よりも高強度

を示し，軽量金属鋳物として多用されている Al 合金鋳物

(AC4CT6)と同等の比強度が得られた．これらのことから，

SLS 間接法による Ti 粉末プリフォームへの MgZn 合金お

よび MgAl 合金の溶浸は，高強度軽量金属部品の迅速試作

や多品種・小ロット生産技術の一つとして有効であると考え

る．

文 献

1) L. L. Seng, M. Umeda, K. Maekawa, S. Iida and T. Suzuki: J.Jpn. Soc. Powder Powder Metal. 49(2002) 10981103.

2) D. Uzunsoy, I. T. H. Chang and P. Bowen: Powder Metall. 45(2002)251254.

3) S. Fukumoto, L. Lui, T. Okuno, Y. Mitsutani, M. Oda, Y. Onoand H. Tsubakino: J. J. Copper and Brass Research Association46(2007) 274279.

4) A. Yamaguchi, Y. Mitsutani, K. Gotoh, T. Tomita and S.Fukumoto: J. Japan Inst. Metals 74(2010) 94100.

5) D. Uzunsoy and I. T. H. Chang: Mater. Lett. 59(2005) 28122817.

6) A. Yamaguchi, K. Gotoh, T. Tomita and S. Fukumoto: J. JapanInst. Metals 75(2011) 651656.

7) A. Yamaguchi, K. Gotoh, T. Tomita and S. Fukumoto: J. JapanInst. Metals 76(2012) 515520.

8) The Japan Institute of Light Metals: Aruminiumnoseisitsutososhiki, (The Japan Institute of Light Metals, Tokyo, 1991) p.234, (in Japanese).

9) K. Kondoh and K. Kaneko: Japan Patent Kokai 201059481,(2010. 03. 18).

10) A. Yamaguchi, S. Fukumoto, S. Yusa, Y. Kuroda and M.Ishizuka: Japan Patent Kokai 2010202928, (2010. 09. 16).

11) The Japan Inst. Metals: Kinzokudetabook, (Maruzen, Tokyo,2006) p. 11, (in Japanese).

12) A. Yamaguchi, K. Gotoh, T. Tomita Y. Mitsutani and S.Fukumoto: Collected Abstracts of the 2009 Autumn Meeting ofthe Japan Inst. Metals 145(2009) 292.

13) T. B. Massalski: Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition,Vol. 3, ed. by T. B. Massalski, (ASM International, 1990) p.2571.

14) T. B. Massalski: Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition,Vol. 1, ed. by T. B. Massalski, (ASM International, 1990) p.169.

15) N. Shinozaki, J. Morita and K. Wasai: J. JILM 55(2005) 310314.

16) H. Nakae, H. Yamaura and Y. Sugiyama: J. JFS 75(2003) 2934.

17) K. Kondoh, M. Kawakami, H. Imai, J. Umeda and H. Fujii: ActaMater. 58(2010) 606614.

18) The Japan Inst. Metals: Kinzokudetabook, (Maruzen, Tokyo,2006) p. 106, (in Japanese).

19) N. Nakanishi, H. Imai, K. Kondoh and H. Fujii: J. HighTemperature Society 36 (2010) 192195.