CN106687234A - 用于由具有无定型相的金属合金制造构件的方法 - Google Patents

用于由具有无定型相的金属合金制造构件的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106687234A
CN106687234A CN201580038665.4A CN201580038665A CN106687234A CN 106687234 A CN106687234 A CN 106687234A CN 201580038665 A CN201580038665 A CN 201580038665A CN 106687234 A CN106687234 A CN 106687234A
Authority
CN
China
Prior art keywords
powder
semi
finished product
hot pressing
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201580038665.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106687234B (zh
Inventor
J.瓦克特
A.埃尔森
A.卢卡斯
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Heraeus Holding GmbH
Original Assignee
Heraeus Holding GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Heraeus Holding GmbH filed Critical Heraeus Holding GmbH
Publication of CN106687234A publication Critical patent/CN106687234A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106687234B publication Critical patent/CN106687234B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/006—Amorphous articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/06—Metallic powder characterised by the shape of the particles
    • B22F1/065—Spherical particles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K15/00—Electron-beam welding or cutting
    • B23K15/0046—Welding
    • B23K15/0086—Welding welding for purposes other than joining, e.g. built-up welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/34—Laser welding for purposes other than joining
    • B23K26/342—Build-up welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/045—Alloys based on refractory metals
    • C22C1/0458—Alloys based on titanium, zirconium or hafnium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C16/00—Alloys based on zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
    • B22F2009/0844—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid in controlled atmosphere
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2200/00—Crystalline structure
    • C22C2200/02—Amorphous
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)

Abstract

本发明涉及一种用于由至少部分无定型合金制造构件的方法，所述方法包括步骤：提供至少部分无定型合金的粉末，其中，所述粉末由球形的粉末颗粒组成；由所述粉末形成成型的半成品，实现方式为：所述粉末被逐层地敷设，并且分别新敷设的层的粉末颗粒至少在待成形的半成品的表面上通过目标性的局部的热量输入而熔接和/或熔融，并且在重新冷却时相互连接；和对半成品进行热压，其中，热压在合金的无定型相的转变温度与结晶温度之间的温度条件下进行，其中，在热压过程中在半成品上施加机械压力，并且半成品在热压过程中被压实。此外，本发明还涉及一种通过所述方法由至少部分无定型合金的粉末制成的构件和这种构件作为齿轮、棘轮、抗磨部件、壳体、钟表壳、变速器的部件或半成品的应用。

Description

用于由具有无定型相的金属合金制造构件的方法
本发明涉及一种用于由至少部分无定型合金制造构件的方法。
本发明还涉及一种由具有无定型相的合金制成的构件以及这种构件的应用。
无定型金属及其合金数十年前就是已知的。这种也称为“块体金属玻璃(bulkmetallic glasses，BMG)”的无定型的金属合金能够通过由两种或多种元素组成的熔体的快速凝固形成。在冷却速度高达106K/s时，金属不会排列成规则的晶体结构；自然的结晶被抑制，而熔融流动状态被“冻结”。就金相学方面来看存在短程秩序而不存在长程秩序。
这样形成的材料表现为具有多种优选性的材料类型。除了高硬度和强度之外，无定型金属还特别耐腐蚀而且与晶体变型相比显示出有利的磁性质。
然而由于所需的高冷却速度，由无定型金属制成的半成品的最大可制造尺寸却被限制为直径数毫米。在更高厚度情况下，热量则不能足够快速地从材料的内部排出并且不会抑制结晶。由此较低的半成品尺寸限制了可实现的构件尺寸。
例如在公开文本DE 35 24 018 A1中描述了薄带及其制造，其中，在支架上通过熔融相的淬火冷却形成薄的金属玻璃。并且例如在申请文本EP 2 430 205 B1中描述了由无定型合金制成的复合材料，该复合材料针对其制造需要102K/s的冷却速度。其中的弊端在于，通过这些所述方法仅能形成薄层或具有数毫米横断(或横截面尺寸)的非常窄小的构件。
问题还在于制造具有无定型结构的呈复杂形状的大的构件。对于具有大体积的复杂的构件和半成品来说不能实现所必须的冷却速度。由文献WO 2008/039134 A1已知一种方法，其中，由无定型金属粉末制造较大的构件。为此，所述构件根据3D打印的方法逐层地形成，其中，这些层的多个部分区域通过电子束被熔化。
对此的弊端在于，所述方法仅能非常复杂且成本昂贵地应用。此外，利用这种方法不能实现制成的构件的足够均匀的物理性质。为了实现无定型金属粉末的稳定连接，必须通过电子束使粉末局部熔化。通过在局部熔化时的热量输入和靠近表面的粉末的重新冷却，会导致在位置更深的已经无定型地凝固硬化的层中点状地高于结晶温度并且导致合金的结晶。由此在构件中形成了不期望的量的和不均匀分布的晶体相。此外，所述方法相对持续时间较长，因为必须确保所有被电子束击中的区域以足够程度熔化。电子束在粉末位置上停留的时长和由此温度必须再次非常精确地调整。
因此本发明所要解决的技术问题在于，克服现有技术中的弊端。尤其应该研发能简单且成本低廉地实现的方法，利用所述方法能够制造由具有无定型份额的合金构成的构件，所述构件可以具有0.1cm3或更大的、优选1cm3或更大的体积，并且能够以不同的甚至复杂的形状形成。所形成的构件还应该在物理性质和无定型相的分布方面具有尽可能高的均匀性。本发明所要解决的技术问题还在于，提供这种构件。所述方法应该是可变的并且得到良好的可再现的结果。所形成的构件应该具有尽可能高的无定型金属相的份额。所期望的还在于，所形成的构件尽可能紧密而且仅具有很少的孔。其他所要解决的技术问题在于，所述方法能够应用于尽可能多的不同的能够构成无定型相的合金。此外还有利的是，所述方法能够通过尽可能简单的且在实验室中常见的设备和工具被应用。
本发明所要解决的技术问题通过一种用于制造由至少部分无定型金属合金构成的构件的方法解决，所述方法具有步骤：
1)提供由至少部分无定型金属合金构成的粉末，其中，所述粉末由球状的粉末颗粒组成；
2)由粉末制备成型的半成品，方式是将所述粉末逐层敷设，并且使分别新敷设的层的粉末颗粒至少在待成型的半成品的表面上通过目标性的局部的热量输入而熔接和/或熔化并且在重新冷却时相互连接；和
3)对半成品进行热压，其中，所述热压在合金的无定型相的转变温度与结晶温度之间的温度条件下进行，其中，在热压过程中在半成品上施加机械压力，并且半成品在热压过程中被压实。
优选地，半成品在形成过程中在待成形的半成品的整个表面上通过目标性的局部的热量输入被熔接和/或熔化。对此优选的实现方式在于，每个新敷设的层的颗粒粉末至少在待成形的半成品的表面上通过目标性的局部的热量输入被熔接和/或熔化。
优选地，热压的持续时长这样选择，即，所述持续时长至少这样长，使粉末在热压之后烧结，并且所述持续时长最多这样长，使半成品在热压之后尚且具有至少85％的无定型份额。
由于粉末颗粒不是全部等大的，并且由于即使粉末颗粒全部等大，但局部的热量输入不完全均匀地进行，所以会导致一些粉末颗粒完全融化，一些颗粒粉末仅在其表面处融化，而其他粉末颗粒还保持固态或最多变软。
无定形材料是指在物理学和化学中的一种材料，在所述材料中，原子不构成有序的结构而是构成不规则的模式，并且仅具有短程秩序而不具有长程秩序。与无定型相反地，将规则地结构化的材料称为是结晶的。
在热压时，表面上的粉末颗粒变软并且相互连接，并且在冷却之后保持相连。由此从粉末变成黏结体或者说黏结的半成品。根据本发明的一种优选实施方式，所述半成品在热压后的密度为完全无定型金属合金的理论密度的至少97％。
在热压时的压力和温度处理的组合作用形成紧密的半成品。此外，所述连接还通过粉末颗粒相互间的塑性变形得到改进，从而能够选择温度处理的较短的持续时长，并且降低晶体相在构件中的份额。
无定型相的转变温度通常也被称为玻璃化转变温度或转变点或玻璃化转变点，其中应该明确的是，这些都是与所述转变温度相同的概念。
通过本发明规定，半成品的热压通过对半成品的热等静压实现，优选地所述半成品通过热等静压被压实。
所述热等静压(HIP)具有的优点在于，通过所述方法能够制造复杂成型的构件。在此进行对半成品的均匀且不走形的收缩，从而使相互间的相对尺寸保持不变。
根据本发明，在热压过程中直至转变温度的加热和冷却应该尽可能快地完成，因为即使温度低于转变温度也会在必然存在的子晶上形成结晶，然而粉末颗粒尚未实现应该导致粉末颗粒的连接和压实的软化。根据本发明应该实现粉末颗粒的塑性变形，所述塑性变形导致粉末的紧实和由此导致粉末颗粒加速的连接。在此应尽可能少地发生超出所期望的额定温度或最终温度的温度过调。
通过本发明还规定了所述方法的优选设计方式，使得热压在真空下进行，其中，优选地，半成品通过在至少10-3mbar的真空下的热压被压实。
通过使用这样的真空，减少了氧化物或其他与空气的反应产物的生成。杂质不仅本身是具干扰性的，而且此外还在热压过程中导致半成品中不期望的晶体相的生成。
出于相同的原因，根据本发明作为补充或备选规定，热压在保护气体中进行，尤其在惰性气体、例如氩气中进行，优选保护气体的纯度为至少99.99％、特别优选纯度为99.999％。优选地，在这样的实施方式中规定，该氛围(在该氛围中实施所述热压)通过多次抽真空和惰性气体的冲洗、尤其氩气的冲洗而基本上不含残余气体。
根据本发明作为备选还可以规定，热压在还原性气体中进行、尤其在成型气体(Formiergas)中进行，以便将干扰性的金属氧化物的量保持得尽可能少。
其他用于减少构件中或半成品中的金属氧化物的量的措施可以通过在热压粉末时和/或制造粉末时使用除氧器实现。
按照根据本发明的方法的一种优选变型方式规定，通过增材制备方法、尤其3D打印方法实现由粉末成型的半成品的形成。
由此实现在构件的待形成形状方面的高可变性。同时能够以该方式良好且简单地使用现代的CAM方法(计算机辅助制造方法)。
在优选的根据本发明的方法中还可以规定，在分别新敷设的层的粉末颗粒中目标性的局部的热量输入通过电子束或激光束实现，优选通过可控的电子束或可控的激光束实现。
根据本发明，电子束的使用与激光束相比是优选的，因为电子束和由此用电子束加热粉末颗粒或者说粉末能够明显更准确且更快速地实现。电子束可以容易地控制并且因此更准确地应用。激光束必须通过可倾斜的镜面定向，而电子束则简单地通过磁场或电场偏转并且由此能够非常迅速地定向。这具有的优点在于，能够明显更准确地控制热量输入。
通过根据本发明的一种改进方式规定，通过目标性的局部的热量输入将在分别新敷设的层中待形成构件的粉末颗粒以新敷设的层的至少90％的面积、优选以新敷设的层的至少95％的面积、特别优选以新敷设的层中待形成构件的至少99％的面积熔化。
因此，尽管该方法更为费事，然而所形成的构件同时均匀。这样形成的构件特别良好地适用于特定的、对于构件的均匀性或构件的物理性质具有特别要求的应用。
根据规定，粉末由球状的粉末颗粒组成。
还可以规定，所述粉末颗粒具有小于125μm的直径。
优选地，粉末由100％具有125μm的直径的粉末颗粒组成。这种粒度或者说颗粒分布通常表示为D100＝125μm。
在本发明的范畴内，球状的颗粒不一定是几何学上完美的球体，而可以与球体形状不同。优选的球状粉末颗粒具有倒圆的、至少近似球形的形状并且最长横断与最短横断的比例为最高2比1。在本发明的范畴内，球形的几何形状也不一定表示几何学或数学上完美的球体。在此，所述横断涉及在粉末颗粒内部延伸的极限尺寸。特别优选的球形粉末颗粒可以具有最长横断与最短横断的比例为最高1.5比1，或者完全特别优选地是球形。根据本发明，在此将粉末颗粒的最大横断规定为直径。
粉末颗粒的球形形状具有以下优点：
球形的颗粒构成具有流动性的粉末，这尤其在通过粉末容器和刮刀进行逐层加工时是有帮助的；
可以实现粉末的高堆积密度；
粉末颗粒具有类似地弯曲的表面，所述表面在热压中在相同条件下(温度和时间或者相同的热量输入)变软，或至少在特别接近相同的条件下变软。由此，粉末颗粒特别良好地而且在短时间范围内或者说在预知的时间点或在预知的时间间隔内与相邻的粉末颗粒相连。高堆积密度的其他优点在于半成品在热压时较少地收缩。由此实现了类似于最终形状的制备。
粉末的粉末粒度或粉末的粉末粒度分布可以通过制造过程和通过原料粉末的筛选实现。根据本发明所提供的粉末通过原料粉末的筛选得到，随后将所述粉末提供给或应用于根据本发明的方法。还可能的是，原料粉末在制造过程之后就已经具有期望的性质。此外，通过筛选还能确保的是，具有与球形明显不同的形状的粉末颗粒的数量可以减少或最小化，具有与球形不同的形状的粉末通过多个粉末颗粒的烧结形成(所谓的结团(Satellitenbildung))并且包含在原料粉末中。
根据本发明的一种改进方式还可以规定，热压的持续时长选择为，粉末颗粒在热压之后相互连接并且制成的构件具有至少85％、优选大于90％、特别优选大于95％、完全特别优选大于98％的无定型份额。
半成品中无定型相的份额越高，则越接近完全由无定型相构成的半成品的期望的物理性质。
本发明的优选设计方式还可以规定，作为粉末可以使用由具有重量百分比为至少50％的锆的无定型金属合金制成的粉末。
含锆的无定型合金特别良好地适用于根据本发明的方法，因为在很多这些合金中存在转变温度与结晶温度之间的巨大差异，由此更容易地使用所述方法。
本发明的完全特别优选的设计方式可以规定，作为粉末提供无定型的金属合金的粉末，所述金属合金包含：
a)58至77-重量％的锆，
b)0至3-重量％的铪，
c)20至30-重量％的铜，
d)2至6-重量％的铝，和
e)1至3-重量％的铌。
在此又优选地规定，作为粉末提供无定型的金属合金的粉末，所述金属合金由以下组分组成：
a)58至77-重量％的锆，
b)0至3-重量％的铪，
c)20至30-重量％的铜，
d)2至6-重量％的铝，和
e)1至3-重量％的铌。
在此优选的是，所述化学元素的总和为100％。其余的则含有锆。
直到重量百分比100％的剩余份额在此是锆。普通杂质可以包含在合金中。含锆的无定型金属合金完全特别优选地适用于使用根据本发明的方法。
此外还可以规定，粉末通过熔融雾化、尤其在惰性气体、尤其氩气中的熔融雾化、特别优选地通过在纯度为99.99％、99.999％或更高纯度的惰性气体中的熔融雾化制成。在本发明的范畴内，具有至少85％体积百分比的无定型相的金属合金也可以称作无定型金属合金。
粉末的制造显然在提供粉末之前就已经完成。通过熔融雾化能够以简单且成本低廉的方法制造具有球形形状的粉末颗粒。惰性气体、尤其氩气或高纯度氩气在熔融雾化中的使用导致粉末中包含尽可能少的干扰性杂质、例如金属氧化物。
根据本发明的一种改进方式还可以规定，粉末具有重量百分比小于1％的直径小于5μm的微粒，或粉末过筛或经过风选分级法处理，从而使颗粒具有重量百分比小于1％的直径小于5μm的微粒。
根据本发明，优选将具有小于5μm的直径的粉末颗粒通过风选分级法去除，或者说更准确地将具有小于5μm的直径的粉末颗粒的份额通过分选分级法降低。
由于具有小于5μm的直径的粉末颗粒的份额较小，限制了对粉末颗粒与周围气体的氧化或其他干扰性化学反应敏感的粉末表面积(所有粉末颗粒的表面积总和)。此外，通过限制粉末的粒径，确保粉末颗粒的软化在相近条件下(在温度和时间或实现的能量输入方面)发生，因为粉末颗粒的表面的曲率和体积是近似的并且由此能够通过压制实现粉末的紧密的填充。较小份额的细粉末颗粒(小于5μm)不发挥负面作用，因为这种粉末颗粒能够掺入较大颗粒之间的间隙中并且由此提高未烧结粉末的密度。然而过大量的细颗粒会发挥对粉末的可流动性的负面作用，因此优选将其去除。因此细(小)粉末颗粒倾向于与较大粉末颗粒聚集。
通过根据本发明的方法的一种优选改进方式规定，粉末的热压在转变温度(TT)与最大温度之间的温度(T)条件下进行，其中，所述最大温度以金属合金的无定型相的转变温度(TT)与结晶温度(TK)之间的温度差的30％高于转变温度(TT)，其中优选地，所述最大温度以金属合金的无定型相的转变温度(TT)与结晶温度(TK)之间的温度差的20％或10％高于转变温度(TT)。
当热压在临近或高于转变温度(TT)条件下进行时，晶体相的生成和生长相对较少地进行，并且由此构件中无定型相的纯度(无定型相的比例)较高。如公式所示，进行粉末热压的温度相对于金属合金的无定型相的转变温度TT和结晶温度TK应满足以下条件：
TT＜T＜TT+(30/100)*(TK-TT)或
优选TT＜T＜TT+(20/100)*(TK-TT)或
特别优选TT＜T＜TT+(10/100)*(TK-TT)。
通过在以上数学公式中给出的进行热压应该所处的温度范围，在半成品或制成的构件中晶体相较少生成的情况下实现粉末颗粒的连接和半成品的压实。
当规定根据半成品的几何形状、尤其厚度、优选根据半成品的最大相对直径选择热压的持续时长时，得到了根据本发明的特别优选的设计方式。
半成品的几何形状或者说厚度相应被考虑，从而使成型的粉末或成型的半成品中的热传导足以使半成品内部的粉末或者说半成品在内部也能被加热到转变温度或转变温度以上，从而即使在半成品内部也能实现粉末的软化和压实。
半成品的最大相对直径在几何学上可以通过能够在几何学上安置在成型的半成品内部的最大球体确定。在确定最大相对直径时可以忽视实体内部的通道或间隙，所述通道和间隙对通过周围气体和/或其他热源的热量输入不具影响或仅稍微(例如总和上小于5％)影响。
优选地可以规定，热压的持续时长可以在3秒每毫米半成品厚度或最大相对直径至900秒每毫米半成品厚度或最大相对直径时间范围内进行，其中优选地，热压的持续时长可以在5秒每毫米半成品厚度或最大相对直径至600秒每毫米半成品厚度或最大相对直径的时间范围内进行。
通过对半成品的形状、厚度或壁厚和/或半成品的最大相对直径的考虑，热压的持续时长选择为，实现粉末的充分压实和粉末颗粒的连接，然而同时使构件中晶体相的生成保持得尽可能少或理想地最小化。对于确定的构件和对于一些应用来说，仅使构件的边缘区域完全压实而构件内部存在尚未连接或压实的粉末就足够了。然而优选将构件的内部也压实。
根据本发明的一种优选设计方式可以规定，粉末颗粒通过热压塑性变形。
由此在晶体相更少生成的同时实现粉末的特别良好的压实。
在本发明的一种特别优选的设计方式中可以规定，在分别新敷设的层的内部的粉末颗粒没有或仅部分熔接和/或熔融。
由此尤其可以更快速地实施所述方法、尤其3D打印，并且此外制成的构件包含更少量的晶体相。在此所利用的是，首先仅半成品的表面通过粉末颗粒的连接而相互稳定化就足够了，其中，在后续的热压中还使构件的内部相连。
本发明所要解决的技术问题还通过一种构件解决，所述构件通过所述方法由至少部分无定型的金属合金的粉末制成。
本发明所要解决的技术问题还通过所述构件的应用解决，所述构件用作齿轮、棘轮、抗磨部件、壳体、钟表壳、变速器的部件或半成品。
本发明所基于的令人惊喜的认识在于，通过在逐层构造半成品之后对半成品的热压，能够使在逐层构造时的局部的热量输入保持得极小。当粉末在待形成的形状或待成型的半成品的表面区域中熔接和/或熔融时就已经足够了，由此形成的半成品这样稳定，使得不会自行分解。通过较少的局部的热量输入和被加热区域的迅速冷却能够实现在半成品中仅形成少量的晶体相。所述压实可以事后通过对半成品的热压完成。在热压过程中压实时可以明显更准确地调整温度，从而能够使晶体相的形成和生长保持得较低。
对于本发明来说所使用的是，在超过转变温度TT(等同于玻璃化转变温度TG)时无定型合金的黏度剧烈下降，由此使无定型合金变为可成型的。借助热塑性的成型方法能够使无定型相在机械压力下被压缩为任意形状。
在本发明的范畴内认为，根据本发明的方法在以下情形中导致特别好的结果，即，通过熔融雾化制造用于制造构件的无定型金属粉末并且粉末是X射线无定型的，其中，该粉末的粉末颗粒小于125μm。细颗粒仅包含较少的为使颗粒无定型地凝固而必须排出的热量。因为电子束的焦点明显大于所述粒度，所以在使用电子束时总是同时熔化多个颗粒。避免了所述粒度的上限，从而使具有大于形成的层的最大横截面尺寸的那些粉末颗粒随后能够通过刮刀被去除并且由此所述层是不完整的。在熔融雾化时，所述合金的形成的熔融流动的微滴非常迅速地通过工艺气流(氩气)被冷却，由此促进了无定型的粉末级分(Pulverfraktion)的产生。利用本发明的一种改进方式规定，将微尘(小于5μm的微粒)以及大于125μm的粗大颗粒从所述粉末中去除，例如通过粉末的筛分和/或通过风选分级去除。这种粉末级分是理想的原材料(所提供的粉末)，以便通过局部的熔接和/或熔融和随后的热压制成复杂的无定型构件。利用这样制成的粉末得到了具有特别高份额的无定型金属相的构件。同时，这样形成的且由这种粉末制成的构件具有高比例的烧结的粉末颗粒和低的孔隙率，优选低于5％的孔隙率。
根据本发明，所述无定型金属粉末借助生成型方法被加工成任意的用于构件的半成品。由于始终仅熔化薄的粉末层，因此在此要排出的热量就低得足以使各个层和进而使半成品作为整体无定型地构造。
特别适合的方法是所谓的(可选择的)电子束熔炼：在此，借助刮刀敷设在载体板上的薄的粉末层被目标性地通过高能和可精确控制的电子束熔化。与类似的例如将激光束用作能量源的方法相比，通过电子束的高能量密度对粉末的最上层进行非常受限于局部的加热，并且在位置更深的层中仅发生极少的能量输入。由此有效避免了在超过所述位置更深的且已经无定型地凝固的材料的结晶温度时的事后结晶。
该过程还能够被缩短，为此，粉末不被完全熔融，而是所述粉末与之后敷设的相邻粉末相连。随后，无定型的半成品通过玻璃化转变温度TG与结晶温度TK之间(或者说在转变温度TT(＝TG)与结晶温度TK之间)的热压、优选地热等静压(HIP)被压实。
在此重要的是，无定型粉末在随后的热压时不被加热到结晶温度甚至结晶温度以上，因为否则的话会发生结晶并且丧失合金的无定型特性。另一方面必要的是，材料至少被加热到转变温度、也即合金的无定型相在冷却过程中从塑性范围转变为凝固状态所处的温度。在该温度范围内，粉末颗粒可以连接而不发生结晶。转变温度也可以被称为玻璃化转变温度。
然而由于完全无杂质以及尤其没有氧气在技术上很难实现而且经济上也没有意义，不能避免微晶内含物。少量的在两位数ppm范围内的氧份额导致合金的氧亲合组分的相应的氧化物形成。这些因此作为小晶核存在，并且导致小的带有核心的氧化物内含物，所述氧化物内含物在1000倍放大的显微图像中或在X射线衍射实验时能作为峰值被识别。类似的效应还可以通过原材料的其他的或不同的杂质以及其他元素、例如氮形成。
热压的持续时长主要取决于构件体积或半成品体积，并且通常不应持续过长，因为每个尚且还小的晶核都作为子晶发挥作用并且因此晶体能够生长，或者说不期望的晶体相在半成品中扩张。在对锆基材的合金中能够显示，在热压时在根据本发明的温度范围内的温度处理结合最多400秒每1mm半成品横断的持续时长得到特别好的结果。而且应该尽可能迅速地完成加热阶段，因为比转变温度低50开尔文时已经部分地发生不期望的晶体生长了。
利用根据本发明的方法一方面能够生产已完工的无定型构件，另一方面能够制造用于继续加工或者说用于热塑性变形的无定型半成品，其尺寸仅受应用设备的作业空间的限制。
以下结合示意性示出的流程图并结合3个附图阐述本发明的其他实施例，然而在此不对本发明构成限制。在此示出：
图1：经50倍放大时通过电子束熔融且烧结的无定型合金粉末的放大图像；
图2：经200倍放大时通过电子束熔融且烧结的无定型合金粉末的放大图像；
图3：在不同温度下烧结的无定型Zr-Al-Cu-Nb粉末(下方曲线)和Zr-Al-Cu-Nb粉末的X射线-粉末衍射图。
流程图：
在流程图中以T表示作业温度，以TT表示无定型金属合金的转变温度并且以TK表示金属合金的无定型相的结晶温度。
由其组分适于构成无定型相或已经能够由无定型相形成的金属合金形成无定型的金属粉末。随后进行粉末分级，其中，过小和过大的粉末微粒或粉末颗粒尤其通过过筛被去除。所述粉末随后增材制备方法加工成具有期望的几何形状的构件。构成该构件的外轮廓的粉末完全熔融并且构成紧密无孔隙的结构，相反，在构件体积内部的粉末则仅烧结，以便实现粉末颗粒在最相邻的粉末颗粒上的粘附。
压制过程中或压制之后的温度处理在最多10min的时间范围内在所使用的金属合金的无定型相的转变温度TT以上和结晶温度TK以下进行。
以下是具体的实施例，其中描述了根据本发明的方法，并且其中进行由此得到的产物的分析处理。
实施例1：
将由70.6-重量％的锆(Haines&Maassen金属贸易公司，波恩，Zr-201-Zirkon晶棒)、23.9-重量％的铜(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铜板，无氧高传导性铜(OFCH)，货号45210)、3.7-重量％的铝(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铝锭99.999％，货号10571)和1.8-重量％的铌(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铌箔99.97％，货号00238)组成的合金在感应熔炼设备(VSG，感应式加热真空、熔炼和铸造设备，福莱德堡)中在800mbar的氩气(Argon 6.0，林德公司，普拉赫)下熔化，并且在水冷的铜铸模中倾出。由这样形成的合金通过例如WO99/30858A1中已知的方法在Nanoval熔融雾化设备(Nanoval两合公司，柏林)中通过利用氩气对熔体的雾化形成细粉末。
利用Condux精细筛分器CFS(耐驰精磨技术有限公司，塞尔本，德国)借助风选分级进行的分离来分离出精细颗粒，从而使小于0.1％的微粒是尺寸小于5μm的，也就是说，至少99.9％的微粒具有5μm或更大的横断或尺寸，并且利用具有125μm筛网孔径的分析筛(Retsch有限公司，哈恩，德国，货号60.131.000125)进行的筛分来去除所有大于125μm的粉末颗粒。这样形成的粉末借助X射线衍射计进行检测，并且具有大于95％的无定型份额。
这样形成的粉末在EBM(Electron Beam Melting，德文作Elektronen-Strahl-Schmelzen)制造设备(Arcan AB A1,莫达尔，瑞典)中在不预加热粉末的情况下被逐层敷设，其中，电子束以150W至210W的功率扫描构件的轮廓，并且粉末颗粒熔化。各个层在此快速地凝固，从而抑制结晶并且合金无定型地凝固。为了构件的体积内部的粉末的烧结，电子束被展开为50个射束并且越过粉末床面状地偏转。由此能量足够低，以至于各个粉末颗粒没有熔化，而仅粘附在其最近的临近粉末颗粒上。在图1和图2中示出利用显微镜获取的这样烧结的粉末的图像。
在整个过程中，粉末床的温度必须保持在合金的结晶温度TK以下。
在图3中示出原料粉末和在不同温度下烧结的粉末的X射线-粉末衍射图。
原料粉末(下方曲线)没有示出晶体相的反射，也即是说是完全非定型的。
在温度为360℃、380℃和400℃的条件下仅少量地显示结晶，然而所述结晶对于本发明范畴内的可加工性来说是可以接受的。从420℃的烧结温度开始可以看出明显的反射，所述反射证明晶体相。在此情况下超出了结晶温度TK，样品结晶出或者说过于剧烈地结晶。
如上所述制成的构件随后在200兆帕斯卡(200MPa)压力、高纯度氩气(Argon 6.0，林德公司，普拉赫)、温度400℃的条件下通过热等静压压缩300秒。由此使构件的体积内的粉末也完全压实并且构成紧密无孔隙的实体。
借助金相显微图像关于微观结构中无定型面积份额对十五个这样形成的构件进行了检测。在此示出，平均92％的面积是无定型的。
实施例2：
将由70.6-重量％的锆(Haines&Maassen金属贸易公司，波恩，Zr-201-Zirkon晶棒)、23.9-重量％的铜(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铜板，无氧高传导性铜(OFCH)，货号45210)、3.7-重量％的铝(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铝锭99.999％，货号10571)和1.8-重量％的铌(Alpha Aesar两合公司，卡尔斯鲁尔，铌箔99.97％，货号00238)组成的合金在感应熔炼设备(VSG，感应式加热真空、熔炼和铸造设备，福莱德堡)中在800mbar的氩气(Argon 6.0，林德公司，普拉赫)下熔化，并且在水冷的铜铸模中倾出。由这样形成的合金通过例如WO99/30858A1中已知的方法在Nanoval熔融雾化设备(Nanoval两合公司，柏林)中通过利用氩气对熔体的雾化形成细粉末。
利用Condux精细筛分器CFS(耐驰精磨技术有限公司，塞尔本，德国)借助风选分级进行的分离来分离出精细颗粒，从而使小于0.1％的微粒是尺寸小于5μm的，也就是说，至少99.9％的微粒具有5μm或更大的横断或尺寸，并且利用具有125μm筛网孔径的分析筛(Retsch有限公司，哈恩，德国，货号60.131.000125)进行的筛分来去除所有大于125μm的粉末颗粒。这样形成的粉末借助X射线衍射计进行检测，并且具有大于95％的无定型份额。
这样形成的粉末在EBM(Electron Beam Melting，德文作Elektronen-Strahl-Schmelzen)制造设备(Arcan AB A1,莫达尔，瑞典)中在不预加热粉末的情况下被逐层敷设，其中，电子束以150W至210W的功率扫描构件的轮廓，并且粉末颗粒熔化。各个层在此快速地凝固，从而抑制结晶并且合金无定型地凝固。为了构件的体积内部的粉末的烧结，电子束被展开为50个射束并且越过粉末床面状地偏转。由此能量足够低，以至于各个粉末颗粒没有熔化，而仅粘附在其最近的临近粉末颗粒上。在整个过程中，粉末床的温度必须保持在合金的结晶温度TK以下。
如上所述制成的构件随后通过在200兆帕斯卡(200MPa)压力、温度400℃的条件下通过热等静压压缩180秒。由此使构件的体积内的粉末也完全压实并且构成紧密无孔隙的实体。
借助金相显微图像关于微观结构中无定型面积份额对十个这样形成的构件进行了检测。在此示出，平均87％的面积是无定型的。
以下表格示出针对实施例1和实施例2的检测结果连同对照样检测：
测试和检查方法
1)用于确定金属合金粉末的粒度的方法：
利用配置了具有振动槽计量器(Schwingrinnendosierer)VIBRI(新帕泰克有限公司)的RODOS/M干分散系统的新帕泰克Helos BR/R3激光粒度仪(新帕泰克有限公司)，通过激光散射确定无机粉末的粒度。至少10g的样品量干燥装填，在1bar的初始压力下分散并且开始测量。使用1.9％至2.1％的光学浓度作为启动标准。测量时间为10秒。按照米氏散射理论进行分析，并且使用中位粒径(d50)作为粒度的衡量标准。
2)用于确定密度的检查方法：
为了确定密度可以使用表面经过研磨的几何上精确的立方体(Quader)，从而使该立方体能够通过数字外径千分尺(PR1367，Mitutoyo测量设备莱昂贝格有限公司，莱昂贝格)被精确测量。通过数学方法确定体积。随后在分析天平(XPE分析天平梅特勒-托利多有限公司)上确定准确的重量。通过计算所得重量和所算出体积的比例而得到密度。
无定型合金的理论密度对应于熔点下的密度。
3)用于确定构件中无定型面积份额的检查方法：
为此按照标准DIN EN ISO 1463(至2014年5月26日有效)分别制造了十五个金相薄片，其中，利用SiC箔1200(司特尔有限公司，维利希)以及随后的抛光步骤利用6μm、3μm和1μm的金刚石抛光剂(司特尔有限公司，维利希)以及最后利用化学-机械氧化抛光悬浮液OP-S(司特尔有限公司，维利希)进行抛光。这样形成的薄片表面在光学显微镜(莱卡DM4000M，莱卡DM600M)放大1000倍检查显微图像中的结晶表面份额。在此，利用软件莱卡相专家(Leica Phase Expert)分析晶体相占薄片总面积的面积百分比，其中，暗黑区域判断为结晶的，而光亮区域判断为无定型的。为此将无定型的基质规定为参比相(Referencephase)并且以总测量面积百分比的形式表现出来。分别测量10个不同的样品面并且取平均值。
4)用于确定转变温度的检查方法：
在此使用耐驰DSC404F1Pegasus热量计(艾利希耐驰两合公司)，其配置了具有铑-迂回式加热器的高温管式炉、型号为S的集成式可调热电偶、DSC404F1A72载样系统、Al2O3制成的有盖坩埚、包含三个除氧环(Getter-Ring)在内的用于在测量过程中去除氧痕量的OTS系统和用于自动运行的带有双级旋转泵的抽真空系统。所有测量都在具有50ml/min的流速的保护气体(Argon 6.0，林德公司)下实施。借助软件Proteus 6.1进行分析。为了确定TT，在380℃至420℃的范围内使用正切法(“玻璃化转变”)(开始、居中、转变、结束)。为了确定TK而在450至500℃的温度范围内(区域、峰值、开始、结束、宽度、高度)使用“复杂峰值(Complex Peak)”分析法，为了确定Tm而在875至930℃的温度范围内(区域、峰值、开始、结束、宽度、高度)使用“复杂峰值”分析法。为了实施测量，将25mg+/-0.5mg的样品放入坩埚中并且在以下加热速度和温度范围内实施测量。
为了确定构件的无定型份额，利用“复杂峰值”方法确定结晶焓，其中，使用100％的具有-47.0J/g结晶焓的无定型样品(通过熔融纺丝得到)作为对照样。
构件的结晶焓与对照样的结晶焓的比值给出无定型相的份额。
5)借助发射光谱测定分析法(ICP光谱仪)确定元素组成：
使用瓦里安Vista-MPX发射光谱仪(瓦里安公司)。分别由具有在王水基质(浓盐酸和浓硝酸，以3:1比例)中的已知金属含量(例如1000mg/l)的标准溶液制备两个用于金属的校准样并且进行标定。
ICP设备的参数为：
为了测量样品：向0.10g+/-0.02g的样品中如上所述地加入3ml硝酸和9ml盐酸，并且在微波炉(安东帕公司，设备：多波段3000)中以800-1200W在60min内分解。将分解后的样品连同50-体积％的盐酸移入100ml量筒中并标定。
本发明在以上描述、附图以及权利要求、流程图和实施例中公开的技术特征无论单独地还是以任意组合的方式都对实现以不同实施例呈现的本发明是重要的。

Claims (19)

1.一种用于由至少部分无定型合金制造构件的方法，所述方法包括步骤：
提供至少部分无定型合金的粉末，其中，所述粉末由球形的粉末颗粒组成；
由所述粉末形成成型的半成品，实现方式为：所述粉末被逐层地敷设，并且分别新敷设的层的粉末颗粒至少在待成形的半成品的表面上通过目标性的局部的热量输入而熔接和/或熔融，并且在重新冷却时相互连接；和
对半成品进行热压，其中，热压在合金的无定型相的转变温度与结晶温度之间的温度条件下进行，其中，在热压过程中在半成品上施加机械压力，并且半成品在热压过程中被压实。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，对半成品的热压通过对半成品的热等静压实现，优选地，所述半成品通过热等静压被压实。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述热压在真空条件下进行，其中优选地，所述半成品在至少10-3mbar的真空条件下通过热等静压被压实。
4.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，通过增材制备方法、尤其3D打印方法由粉末制备成型的半成品。
5.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，在分别新敷设层的粉末颗粒中的目标性的局部的热量输入利用电子束或激光束、优选地利用受控的电子束或受控的激光束完成。
6.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，通过目标性的局部的热量输入将分别新敷设的层的粉末颗粒以在新敷设的层中待成型构件的至少90％的面积、优选以新敷设的层的95％的面积、特别优选以在新敷设的层中待成型构件的至少99％的面积熔化。
7.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，粉末颗粒具有小于125μm的直径。
8.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，热压的持续时长选择为，使得粉末颗粒在热压之后相互连接并且制成的构件具有至少85％、优选大于90％、特别优选大于95％、完全特别优选大于98％的无定型份额。
9.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，作为粉末使用具有至少50-重量％的锆的无定型金属合金的粉末。
10.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，作为粉末提供无定型的金属合金的粉末，所述金属合金包含：
a)58至77-重量％的锆，
b)0至3-重量％的铪，
c)20至30-重量％的铜，
d)2至6-重量％的铝，和
e)1至3-重量％的铌。
11.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述粉末通过熔融雾化制成、优选地通过在惰性气体、尤其氩气中的熔融雾化、特别优选地通过在纯度为99.99％、99.999％或更高纯度的惰性气体中的熔融雾化制成。
12.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述粉末具有重量百分比小于1％的直径小于5μm的微粒，或所述粉末经过筛或用风选分级法处理，从而使所述粉末具有重量百分比小于1％的直径小于5μm的微粒。
13.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，粉末的热压在转变温度(TT)与最大温度之间的温度(T)条件下进行，其中，所述最大温度以金属合金的无定型相的转变温度(TT)与结晶温度(TK)之间的温度差的30％高于转变温度(TT)，其中优选地，所述最大温度以金属合金的无定型相的转变温度(TT)与结晶温度(TK)之间的温度差的20％或10％高于转变温度(TT)。
14.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，根据半成品的几何形状、尤其厚度、优选根据半成品的最大相对直径选择热压的持续时长。
15.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，热压的持续时长在3秒每毫米半成品厚度或最大相对直径至900秒每毫米半成品厚度或最大相对直径的时间范围内进行，其中优选地，热压的持续时长可以在5秒每毫米半成品厚度或最大相对直径至600秒每毫米半成品厚度或最大相对直径的时间范围内进行。
16.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述粉末颗粒通过热压塑性变形。
17.根据上述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，分别新敷设的层内部的粉末颗粒没有或仅部分地熔接和/或熔融。
18.一种通过上述权利要求1-17中任一项所述的方法制成的构件，其通过所述方法由至少部分无定型合金的粉末制成。
19.一种根据权利要求18所述的构件的应用，所述构件被用作齿轮、棘轮、抗磨部件、壳体、钟表壳、变速器的部件或半成品。
CN201580038665.4A 2014-07-15 2015-06-19 用于制造由具有无定型相的金属合金制成的构件的方法 Expired - Fee Related CN106687234B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP14177072.7 2014-07-15
EP14177072.7A EP2974812B1 (de) 2014-07-15 2014-07-15 Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Metalllegierung mit amorpher Phase
PCT/EP2015/063848 WO2016008674A1 (de) 2014-07-15 2015-06-19 Verfahren zur hestellung eines bauteils aus einer metalllegierung mit amorpher phase

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106687234A true CN106687234A (zh) 2017-05-17
CN106687234B CN106687234B (zh) 2020-08-25

Family

ID=51211565

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580038665.4A Expired - Fee Related CN106687234B (zh) 2014-07-15 2015-06-19 用于制造由具有无定型相的金属合金制成的构件的方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20170197246A1 (zh)
EP (1) EP2974812B1 (zh)
JP (1) JP6417642B2 (zh)
KR (1) KR102140641B1 (zh)
CN (1) CN106687234B (zh)
TW (1) TWI564407B (zh)
WO (1) WO2016008674A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109321776A (zh) * 2018-11-26 2019-02-12 北京科技大学 一种利用激光增材技术制造铜铌合金的方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108220643B (zh) * 2018-01-29 2019-06-28 华中科技大学 一种钨颗粒增强非晶基复合材料的制备方法
US11426958B2 (en) * 2018-05-30 2022-08-30 The Boeing Company 3D printed end cauls for composite part fabrication
KR102391800B1 (ko) 2018-06-15 2022-04-29 주식회사 엘지화학 비정질 박막의 제조방법
DE102018115815A1 (de) * 2018-06-29 2020-01-02 Universität des Saarlandes Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines aus einem amorphen oder teilamorphen Metall gebildeten Gussteils sowie Gussteil
US11426818B2 (en) 2018-08-10 2022-08-30 The Research Foundation for the State University Additive manufacturing processes and additively manufactured products
US20220184706A1 (en) * 2019-04-30 2022-06-16 Westinghouse Electric Company Llc Improved corrosion resistance of additively-manufactured zirconium alloys
CN111999328B (zh) * 2019-05-10 2021-12-10 中国科学院金属研究所 一种激光高通量筛选多组元非晶成分的方法
EP3770900A1 (de) * 2019-07-26 2021-01-27 Heraeus Additive Manufacturing GmbH Bauteile für saiteninstrumente
JP7229977B2 (ja) * 2020-09-17 2023-02-28 日本電子株式会社 ３次元積層造形装置及び３次元積層造形方法。
SE544674C2 (en) * 2020-12-11 2022-10-11 Adrian Robert Rennie A beam path component for use in neutron scattering equipment and method of producing such

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10152705A (ja) * 1996-11-26 1998-06-09 Kubota Corp 非晶質合金粉末のバルク成形体の製造方法
CN101030468A (zh) * 2007-01-12 2007-09-05 同济大学 非晶纳米晶块体磁元件的制备方法
CN101145420A (zh) * 2007-07-26 2008-03-19 同济大学 Fe基大块非晶纳米晶磁元件的制备方法
CN101148712A (zh) * 2007-10-18 2008-03-26 同济大学 一种制备铁基大块非晶合金的方法
JP2009138266A (ja) * 2007-11-16 2009-06-25 Sanyo Special Steel Co Ltd 高密度かつ非晶質の金属ガラス粉末焼結体の製造方法およびその焼結体
US20130309121A1 (en) * 2012-05-16 2013-11-21 Crucible Intellectual Property Llc Layer-by-layer construction with bulk metallic glasses

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3524018A1 (de) 1985-07-02 1987-01-15 Mannesmann Ag Verfahren und vorrichtung zum herstellen von metallglas
JPH042735A (ja) * 1990-04-19 1992-01-07 Honda Motor Co Ltd 非晶質合金製焼結部材の製造方法
JPH04341502A (ja) * 1991-05-16 1992-11-27 Hiroshi Kimura アモルファス合金粉末製高密度焼結体の製造方法
US6022424A (en) * 1996-04-09 2000-02-08 Lockheed Martin Idaho Technologies Company Atomization methods for forming magnet powders
JPH1171602A (ja) * 1997-08-29 1999-03-16 Alps Electric Co Ltd 微細な凹凸部を有する部品の製造方法
DE19758111C2 (de) 1997-12-17 2001-01-25 Gunther Schulz Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung feiner Pulver durch Zerstäubung von Schmelzen mit Gasen
JP3852809B2 (ja) * 1998-10-30 2006-12-06 独立行政法人科学技術振興機構 高強度・高靭性Ｚｒ系非晶質合金
JP4320278B2 (ja) * 2004-05-26 2009-08-26 国立大学法人東北大学 Ｔｉ系金属ガラス
TW200722532A (en) * 2005-12-14 2007-06-16 Jin P Chu Annealing-induced solid-state amorphization in a metallic film
SE530323C2 (sv) * 2006-09-26 2008-05-06 Foersvarets Materielverk Sätt att framställa föremål av amorf metall
EP2375476B1 (en) * 2008-12-30 2017-04-12 LG Chem, Ltd. Active anode substance for secondary battery
JP2010222684A (ja) * 2009-03-25 2010-10-07 Seiko Epson Corp 金属ガラス物品の製造方法
CN101886232B (zh) 2009-05-14 2011-12-14 比亚迪股份有限公司 一种非晶合金基复合材料及其制备方法
JP5515539B2 (ja) * 2009-09-09 2014-06-11 日産自動車株式会社 磁石成形体およびその製造方法
DE102010027802A1 (de) * 2010-04-15 2012-05-16 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus metallischen Gläsern mittels Laserstrahlschmelzen
BR112013009037A2 (pt) * 2010-10-13 2019-09-24 California Inst Of Techn formação de vidro metálico através de forjamento de descarga rápida do condensador
US20120181714A1 (en) * 2011-01-14 2012-07-19 Ritek Corporation Method for manufacturing master plate for optical disc
CN104755197B (zh) * 2012-11-01 2018-02-23 通用电气公司 增材制造方法和设备
FR2998819B1 (fr) * 2012-11-30 2020-01-31 Association Pour La Recherche Et Le Developpement De Methodes Et Processus Industriels "Armines" Procede de fusion de poudre avec chauffage de la zone adjacente au bain
CN110977144B (zh) * 2013-04-10 2022-09-23 斯凯孚公司 通过扩散焊接接合两种材料的方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10152705A (ja) * 1996-11-26 1998-06-09 Kubota Corp 非晶質合金粉末のバルク成形体の製造方法
CN101030468A (zh) * 2007-01-12 2007-09-05 同济大学 非晶纳米晶块体磁元件的制备方法
CN101145420A (zh) * 2007-07-26 2008-03-19 同济大学 Fe基大块非晶纳米晶磁元件的制备方法
CN101148712A (zh) * 2007-10-18 2008-03-26 同济大学 一种制备铁基大块非晶合金的方法
JP2009138266A (ja) * 2007-11-16 2009-06-25 Sanyo Special Steel Co Ltd 高密度かつ非晶質の金属ガラス粉末焼結体の製造方法およびその焼結体
US20130309121A1 (en) * 2012-05-16 2013-11-21 Crucible Intellectual Property Llc Layer-by-layer construction with bulk metallic glasses

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109321776A (zh) * 2018-11-26 2019-02-12 北京科技大学 一种利用激光增材技术制造铜铌合金的方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2974812B1 (de) 2019-09-04
TWI564407B (zh) 2017-01-01
JP6417642B2 (ja) 2018-11-07
KR102140641B1 (ko) 2020-08-05
EP2974812A1 (de) 2016-01-20
TW201615866A (zh) 2016-05-01
JP2017528604A (ja) 2017-09-28
WO2016008674A1 (de) 2016-01-21
US20170197246A1 (en) 2017-07-13
CN106687234B (zh) 2020-08-25
KR20170032399A (ko) 2017-03-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106687234A (zh) 用于由具有无定型相的金属合金制造构件的方法
JP6370925B2 (ja) 非晶質相を有する金属合金からなる部品の製造方法
Wang et al. Additively manufactured CoCrFeNiMn high-entropy alloy via pre-alloyed powder
Marola et al. A comparison of Selective Laser Melting with bulk rapid solidification of AlSi10Mg alloy
Sun et al. Manipulation and characterization of a novel titanium powder precursor for additive manufacturing applications
KR102048062B1 (ko) 티탄계 분말 및 그 용제품, 소결품
Guo et al. Effects of scanning parameters on material deposition during Electron Beam Selective Melting of Ti-6Al-4V powder
Lodes et al. Process development for the manufacturing of 99.94% pure copper via selective electron beam melting
Zhang et al. Effects of processing parameters on properties of selective laser melting Mg–9% Al powder mixture
EP3187285B1 (en) Powder for layer-by-layer additive manufacturing, and process for producing object by layer-by-layer additive manufacturing
CN106536095B (zh) 用于制造组件的方法
Gustmann et al. Properties of a superelastic NiTi shape memory alloy using laser powder bed fusion and adaptive scanning strategies
JP7419227B2 (ja) 積層造形用銅合金粉末、積層造形物の製造方法及び積層造形物
Wang et al. Fabrication of spherical AlSi10Mg powders by radio frequency plasma spheroidization
Li et al. Effects of processing parameters on rapid manufacturing 90W–7Ni–3Fe parts via selective laser melting
Praveen Kumar et al. Microscale investigations on additively manufactured Inconel 718: influence of volumetric energy density on microstructure, texture evolution, defects control and residual stress
Kellogg et al. Comparison of SPS processing behavior between as atomized and cryomilled aluminum alloy 5083 powder
JP2019112700A (ja) 金属粉末材料の製造方法
KR20220099107A (ko) 3차원 물체를 제조하기 위한 구형 분말
JP6915700B2 (ja) 粉末材料、付加製造用粉末材料、および粉末材料の製造方法
TWI683004B (zh) 球狀Ti系粉末及其製造方法
JP7216363B2 (ja) 三次元造形物の製造方法と三次元造形システム
CN108080645B (zh) 一种降低316l不锈钢球形粉末空心率的方法
Pandey Development of Ti-Fe-based powders for laser additive manufacturing of ultrafine lamellar eutectics
Shah et al. Mechanical Properties, Microstructural and Surface Topography Evaluation of AlSi10Mg Alloy Produced by DMLS Process

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20200825