EA046229B1

EA046229B1 - HIGH STRENGTH ALUMINUM ALLOY FOR HIGH SPEED CRYSTALLIZATION PRODUCTION PROCESSES

Info

Publication number: EA046229B1
Application number: EA202091011
Authority: EA
Inventors: Пауль Ромеч; Синьхуа У; Цинбо Цзя
Original assignee: Монаш Юниверсити
Priority date: 2017-12-04
Filing date: 2018-12-03
Publication date: 2024-02-19

Description

Область техникиField of technology

Данное изобретение относится к высокопрочному алюминиевому сплаву, подходящему для использования в аддитивном производстве, а также применимому к другим процессам, в частности к другим производственным процессам высокоскоростной кристаллизации.This invention relates to a high strength aluminum alloy suitable for use in additive manufacturing and also applicable to other processes, in particular other high-speed crystallization manufacturing processes.

Уровень техникиState of the art

Термин аддитивное производство (Additive Manufacturing; AM) стал широко распространенным в последние годы благодаря гибкости процесса, который он обозначает, при изготовлении геометрически сложных деталей, а также универсальности в ряде областей применения. Технология AM была разработана в 1980-х гг. с целью непосредственного производства деталей и быстро развивалась в течение прошедшего периода времени. Нетрадиционный характер этого представляющего интерес производственного процесса заключается в том, что компоненты создаются аддитивно, в отличие от традиционных способов субтрактивной обработки. Среди всех разработанных технологий AM для производства металлических деталей их можно в широком смысле разделить на основании типов исходного материала на неограничивающие категории технологий с применением заранее сформированного слоя, а именно селективного лазерного плавления (Selective Laser Melting; SLM) и электронно-лучевого плавления (Electron Beam Melting; EBM); выдувных порошковых технологий лазерного осаждения металла (Laser Metal Deposition; LMD) и лазерного спекания распыляемого порошкового материала (Laser Engineered Net Shaping; LENS); технологий, при которых в строительных деталях используют проволоку, порошки, металлические краски и другие материалы в качестве сырья. В дальнейшем термин аддитивное производство (AM) будет использоваться в качестве широкой концепции, охватывающей эти и другие технологии. Тем не менее, AM не ограничивается только этими технологиями, и данное изобретение может использоваться не только для технологий AM, но и для других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации, таких как лазерная наплавка (Laser Cladding; LC), термическое напыление (Thermal Spray; TS), искровое плазменное спекание (Spark Plasma Sintering; SPS), газовое распыление (Gas Atomisation; GA) и формование из расплава (Melt Spinning; MS).The term additive manufacturing (AM) has become widespread in recent years due to the process's flexibility in producing geometrically complex parts, as well as its versatility across a range of applications. AM technology was developed in the 1980s. with the aim of directly producing parts and has developed rapidly over the past period of time. The unconventional nature of this interesting manufacturing process is that the components are created additively, as opposed to traditional subtractive processing methods. Among all the developed AM technologies for the production of metal parts, they can be broadly divided based on the types of raw materials into non-limiting categories of preformed layer technologies, namely Selective Laser Melting (SLM) and Electron Beam melting Melting; EBM); blown powder technologies of laser metal deposition (Laser Metal Deposition; LMD) and laser sintering of sprayed powder material (Laser Engineered Net Shaping; LENS); technologies in which wire, powders, metallic paints and other materials are used as raw materials in construction parts. Moving forward, the term additive manufacturing (AM) will be used as a broad concept to encompass these and other technologies. However, AM is not limited to only these technologies, and this invention can be used not only for AM technologies, but also for other high-speed solidification manufacturing processes such as Laser Cladding (LC), Thermal Spray (TS) , spark plasma sintering (Spark Plasma Sintering; SPS), gas atomization (Gas Atomisation; GA) and melt spinning (MS).

В процессах AM используют лазерный луч, электронный луч или электрическую дугу в качестве источника энергии, причем указанный источник точно управляется либо системой с ЧПУ, либо системой зеркальной развертки на основе гальванометра. Посредством плавления и кристаллизации материалов последовательные слои можно создавать по очереди, перемещая источник энергии точка за точкой и шаг за шагом в соответствии со связанными формами поперечного сечения, соответствующими условным срезам требуемого компонента, который должен быть изготовлен. То есть компонент создается путем повторения послойного процесса и достижения соединения между последовательными слоями вдоль направления создания.AM processes use a laser beam, electron beam, or electric arc as the energy source, with said source being precisely controlled by either a CNC system or a galvanometer-based mirror scanning system. By melting and crystallizing materials, successive layers can be created in turn, moving the energy source point by point and step by step according to associated cross-sectional shapes corresponding to the conventional cuts of the required component to be manufactured. That is, the component is created by repeating the layer-by-layer process and achieving a connection between successive layers along the creation direction.

В процессах AM плавление и кристаллизация сильно локализованы. В результате очень высокие скорости охлаждения, достигаемые в одной ванне расплава, могут достигать примерно вплоть до 105-10⁷ К/с. Эти скорости охлаждения таковы, что изготовленные компоненты имеют тонкую микроструктуру и получаемые превосходные свойства по сравнению с компонентами, изготовленными с помощью традиционных процессов литья. Наряду с полезными факторами свободы при проектировании и гибкости производства, предлагаемыми процессами AM, растет спрос на критически важные легкие компоненты, которые должны быть изготовлены таким способом, такие как конструкционные или технические детали из высокоэффективного алюминиевого сплава. Кроме того, высокоэффективные алюминиевые сплавы, изготовленные по технологии AM, которые могут работать при повышенных температурах (например, выше 150°C), также вызывают большой интерес в различных отраслях промышленности, поскольку они могут заменить некоторые титановые сплавы с более высокой плотностью для деталей, необходимых для работы в среднетемпературных режимах без потери их свойств.In AM processes, melting and crystallization are highly localized. As a result, the very high cooling rates achieved in one melt bath can reach up to approximately 105-10 ⁷ K/s. These cooling rates are such that the components produced have a fine microstructure and result in superior properties compared to components produced using traditional casting processes. Along with the benefits of design freedom and manufacturing flexibility offered by AM processes, there is a growing demand for mission-critical lightweight components to be manufactured in this manner, such as structural or engineering parts made from high-performance aluminum alloy. In addition, high-performance AM aluminum alloys that can operate at elevated temperatures (e.g., above 150°C) are also attracting great interest in various industries as they can replace some higher-density titanium alloys for parts. necessary for operation in medium temperature conditions without loss of their properties.

Выбор высокоэффективных алюминиевых сплавов, подходящих для процессов AM, все еще очень ограничен, и потенциальное применение процессов AM для производства алюминиевых компонентов ограничено. В настоящее время широко используемыми алюминиевыми сплавами для процессов AM являются близкие к эвтектическим сплавы на основе Al-Si, такие как Al7SiMg, Al12Si и Al10SiMg благодаря их хорошей жидкотекучести и свариваемости. Подтвержденные значения прочности на растяжение вышеуказанных сплавов в основном ниже 400 МПа, а предел текучести ниже 300 МПа в изготовленном состоянии и еще ниже после обработки для снятия остаточных напряжений вследствие осаждения и/или укрупнения частиц, содержащих Si. Эти уровни свойств не могут соответствовать требованиям к текущему промышленному исполнению и требованиям к применению, особенно в случае создания критических несущих нагрузку конструктивных элементов. Кроме того, для компонентов, изготовленных из этих сплавов, требуется термообработка на твердый раствор после изготовления для достижения требуемых свойств, что увеличивает как время цикла заказа, так и стоимость промышленного производства. Другие высокопрочные алюминиевые сплавы, такие как деформируемые сплавы серии 2ххх и 7ххх, которые обычно используются в аэрокосмических отраслях, не могут быть легко изготовлены с помощью технологий AM из-за их высокой подверженности образованию усадочных трещин при обработке AM. При наличии большого количества меди, магния и цинка в таких системах сплавов диапазон кристаллизации расширяется, что, в свою очередь, увеличивает подверженность образованию горячих трещин. КромеThe selection of high-performance aluminum alloys suitable for AM processes is still very limited, and the potential application of AM processes for the production of aluminum components is limited. Currently, the widely used aluminum alloys for AM processes are near-eutectic Al-Si based alloys such as Al7SiMg, Al12Si and Al10SiMg due to their good fluidity and weldability. The confirmed tensile strengths of the above alloys are generally below 400 MPa, and the yield strength is below 300 MPa in the manufactured state and even lower after treatment to relieve residual stresses due to precipitation and/or coarsening of Si-containing particles. These property levels may not meet current industrial design and application requirements, especially for critical load-bearing structural components. In addition, components made from these alloys require solution heat treatment after manufacture to achieve the required properties, which increases both order lead time and industrial production costs. Other high-strength aluminum alloys, such as 2xxx and 7xxx series wrought alloys, which are commonly used in aerospace applications, cannot be easily manufactured using AM technologies due to their high susceptibility to shrinkage cracking during AM processing. By having large amounts of copper, magnesium and zinc in such alloy systems, the range of crystallization expands, which in turn increases the susceptibility to hot cracking. Except

- 1 046229 того, отсутствуют подтвержденные данные о свойствах при повышенной температуре алюминиевых сплавов, изготовленных с помощью процессов AM. Соответственно, данное изобретение относится к созданию высокопрочного алюминиевого сплава, подходящего для использования в процессах AM, а также применимого к другим производственным процессам высокоскоростной кристаллизации.- 1 046229 In addition, there is no confirmed data on the elevated temperature properties of aluminum alloys manufactured using AM processes. Accordingly, this invention relates to the creation of a high strength aluminum alloy suitable for use in AM processes, as well as applicable to other high-speed crystallization manufacturing processes.

Сущность изобретенияThe essence of the invention

В соответствии с первым аспектом изобретения обеспечен сплав на основе Al-Mn-Sc в виде порошка, при этом сплав на основе Al-Mn-Sc содержит от 2,01 до 15,0 мас.% марганца, от 0,3 до 2,0 мас.% скандия, при этом остальное алюминий, не считая случайных примесей.In accordance with the first aspect of the invention, an Al-Mn-Sc alloy is provided in powder form, wherein the Al-Mn-Sc alloy contains from 2.01 to 15.0 wt.% manganese, from 0.3 to 2. 0 wt.% scandium, with the rest being aluminum, not counting random impurities.

В соответствии со вторым аспектом изобретение обеспечивает способ получения компонентов из сплава на основе алюминия, в котором в способе используют AM или другой процесс высокоскоростной кристаллизации для получения компонента путем плавления, а затем высокоскоростной кристаллизации сплава на основе алюминия, и при этом сплав на основе Al-Mn-Sc в виде порошка содержит от 2,01 до 15,0 мас.% марганца, от 0,3 до 2,0 мас.% скандия, при этом остальное алюминий, не считая случайных примесей. В одном из воплощений способ отличается тем, что после выхода указанного компонента из процесса AM или другого процесса высокоскоростной кристаллизации его подвергают упрочнению при старении. В другом воплощении способа скорость охлаждения в ходе производственного процесса такова, что получают перенасыщенный твердый раствор для основных элементов для сохранения свойств изготовленных компонентов, предпочтительно скорость охлаждения в ходе производственного процесса превышает 100 К/с и может быть достигнута непосредственно в ходе самого производственного процесса, как в технологиях AM, или в результате других вспомогательных процессов, таких как применение воды, жидкого азота или любой другой подходящей охлаждающей среды. В другом воплощении способ дополнительно включает последующую термообработку компонента, изготовленного посредством процесса AM или другого процесса высокоскоростной кристаллизации, путем того, что компонент подвергают нагреву, например, в процессе термообработки путем разового нагрева в диапазоне температур от 200 до 500°C в течение суммарного времени от 0,10 до 100 ч.In accordance with a second aspect, the invention provides a method for producing components from an aluminum-based alloy, wherein the method uses an AM or other high-speed crystallization process to produce a component by melting and then high-speed crystallizing an aluminum-based alloy, and wherein the Al-based alloy is Mn-Sc in powder form contains from 2.01 to 15.0 wt.% manganese, from 0.3 to 2.0 wt.% scandium, with the rest being aluminum, not counting random impurities. In one embodiment, the method is characterized in that after the specified component has exited the AM process or other high-speed crystallization process, it is subjected to age hardening. In another embodiment of the method, the cooling rate during the production process is such that a supersaturated solid solution for the main elements is obtained to preserve the properties of the manufactured components, preferably the cooling rate during the production process exceeds 100 K/s and can be achieved directly during the production process itself, as in AM technologies, or as a result of other auxiliary processes such as the use of water, liquid nitrogen or any other suitable cooling medium. In another embodiment, the method further includes post-heat treating a component manufactured by an AM process or other high-speed crystallization process by subjecting the component to heat, for example, in a heat treating process by heating a single time at a temperature range of from 200 to 500° C. for a total time of 0.10 to 100 h.

Как в первом, так и во втором аспектах изобретения уровень марганца предпочтительно составляет от 2,5 до 8 мас.% и более предпочтительно от 3 до 5 мас.%. Уровень скандия предпочтительно составляет от 0,4 до 1,5 мас.% и более предпочтительно от 0,6 до 1,2 мас.%. Кроме того, в одном из воплощений сплав дополнительно содержит магний в количестве вплоть до 6,0 мас.% магния. В другом воплощении сплав дополнительно содержит цирконий в количестве вплоть до 4,0 мас.% циркония.In both the first and second aspects of the invention, the level of manganese is preferably from 2.5 to 8 wt.% and more preferably from 3 to 5 wt.%. The level of scandium is preferably from 0.4 to 1.5 wt.% and more preferably from 0.6 to 1.2 wt.%. In addition, in one embodiment, the alloy further contains magnesium in an amount of up to 6.0 wt.% magnesium. In another embodiment, the alloy further contains zirconium in an amount of up to 4.0 wt.% zirconium.

В соответствии с третьим аспектом изобретения обеспечена проволока, подходящая для процесса AM или другого процесса высокоскоростной кристаллизации, изготовленная из указанного выше сплава на основе Al-Mn-Sc в виде порошка.In accordance with a third aspect of the invention, a wire suitable for the AM process or other high-speed crystallization process is provided, made from the above Al-Mn-Sc based alloy in powder form.

В соответствии с четвертым аспектом изобретения обеспечен компонент для конструкционных или технических деталей из высокопрочного алюминиевого сплава, изготовленный из сплава на основе Al-Mn-Sc указанным выше способом, отличающийся тем, что предел текучести образца компонента, имеющего толщину 30 мкм, равен 577 МПа после термической обработки при 300±2°C в течение 5 ч.According to a fourth aspect of the invention, there is provided a component for structural or technical parts made of a high strength aluminum alloy, manufactured from an Al-Mn-Sc based alloy in the above manner, characterized in that the yield strength of a sample of the component having a thickness of 30 μm is 577 MPa after heat treatment at 300±2°C for 5 hours.

Сплав на основе Al-Mn-Sc по изобретению, предпочтительно в виде порошка подходящей марки, можно использовать для изготовления компонентов с помощью аддитивного производства или других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации. Эти компоненты могут подвергаться прямому дисперсионному твердению для достижения одновременно оптимизированных свойств и устранения остаточных напряжений, возникающих в процессе производственного изготовления. Исходный материал сплава на основе Al-Mn-Sc имеет более высокое содержание марганца и скандия, чем в обычных алюминиевых сплавах, а детали, изготовленные из данного сплава в соответствии с изобретением, обеспечивают превосходные механические свойства как при комнатной температуре, так и в условиях повышенной температуры. Сплав по данному изобретению, кроме того, что он предпочтительно содержит 2,01-15,0 мас.% марганца и 0,3-2,0 мас.% скандия, также может содержать дополнительные легирующие компоненты, содержащие вплоть до 6,0 мас.% магния, вплоть до 4,0 мас.% циркония, другие элементы, способные обеспечить замену или являющиеся дополнительными элементами к любому из алюминия, марганца, скандия, магния и циркония и комбинациям двух или более дополнительных легирующих компонентов.The Al-Mn-Sc alloy of the invention, preferably in the form of a suitable grade of powder, can be used to manufacture components using additive manufacturing or other high-speed crystallization manufacturing processes. These components can be directly age hardened to achieve both optimized properties and eliminate residual stresses created during production manufacturing. The starting material of the Al-Mn-Sc alloy has a higher manganese and scandium content than conventional aluminum alloys, and parts made from this alloy in accordance with the invention provide excellent mechanical properties both at room temperature and at elevated temperatures. temperature. The alloy of this invention, in addition to preferably containing 2.01-15.0 wt.% manganese and 0.3-2.0 wt.% scandium, may also contain additional alloying components containing up to 6.0 wt.% .% magnesium, up to 4.0 wt.% zirconium, other elements capable of replacing or being additional elements to any of aluminum, manganese, scandium, magnesium and zirconium and combinations of two or more additional alloying components.

Сплав на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению можно использовать для непосредственного изготовления конструктивных компонентов для широкого диапазона промышленных применений либо с помощью обработки AM, либо с использованием других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации. Компоненты, изготовленные из сплава в соответствии с изобретением, могут быть подвергнуты простой обработке дисперсионным твердением непосредственно без термообработки на твердый раствор для достижения оптимальных свойств. Эти компоненты способны проявлять свойства высокой прочности и термостойкости, которые могут дополнительно увеличить потенциал применения алюминиевых деталей, изготовленных методом AM.The Al-Mn-Sc based alloy of this invention can be used to directly manufacture structural components for a wide range of industrial applications, either through AM processing or other high-speed crystallization manufacturing processes. Components made from the alloy in accordance with the invention can be subjected to a simple precipitation hardening treatment directly without solution heat treatment to achieve optimal properties. These components are capable of exhibiting high strength and heat resistance properties that can further enhance the application potential of aluminum AM parts.

Ранее система материалов Al-Mn-Sc на основе алюминиевых сплавов серии 3ххх была изучена исследователями на предмет применения деформируемого/экструзионного изделия преимущественно из-за его хорошей способности к деформации [1-3]. Целью добавления скандия в деформируемые сплавы сеPreviously, the Al-Mn-Sc material system based on 3xxx series aluminum alloys was studied by researchers for the application of deformable/extruded products mainly due to its good deformability [1-3]. The purpose of adding scandium to wrought alloys is

- 2 046229 рии 3ххх было преимущественно повышение стойкости к рекристаллизации, а также упрочнение сплава с помощью дисперсионного твердения. Тем не менее, в предыдущих исследованиях количество марганца было ограничено до менее 2 мас.% и, как правило, менее 1,5 мас.%, тогда как количество скандия обычно составляло менее 0,4 мас.%. Это связано с тем, что растворимость марганца и скандия в традиционных производственных процессах очень ограничена, и это, в свою очередь, ограничивает получаемый эффект упрочнения.- 2 046229 rii 3xxx was mainly an increase in resistance to recrystallization, as well as strengthening of the alloy using precipitation hardening. However, in previous studies, the amount of manganese was limited to less than 2 wt.% and generally less than 1.5 wt.%, while the amount of scandium was generally less than 0.4 wt.%. This is because the solubility of manganese and scandium in traditional production processes is very limited, and this in turn limits the hardening effect obtained.

В отличие от этого сплава Al-Mn-Sc, основанного на системе алюминиевых сплавов серии 3ххх, в WO 2008/125092 и DE 1020/07018123 В4 за авторством Palm (правопреемник EADS Deutschland GmbH) предложен способ получения конструктивного компонента с помощью процесса быстрого прототипирования с использованием сплава на основе Al-Sc, содержащего от 0,41 до 2,0 мас.% скандия и от 2,0 до 10 мас.% магния. В результате этой работы была разработана система порошковых сплавов на основе Al-Mg-Sc для использования в процессах AM, доступных под торговой маркой SCALMALLOY®, сплав, эффективно разработанный для процессов AM путем добавления процентного содержания скандия в существующий свариваемый деформируемый сплав серии 5ххх. Целью SCALMALLOY® является еще большее упрочнение базового сплава с использованием преимущества высокой скорости охлаждения при процессах AM. Однако из-за большого содержания магния с низкой температурой плавления могут возникать сильные испарения и так называемые явления задымления, что приводит к образованию высокой пористости и, как следствие, к ухудшению свойств конечных изделий, полученных методом AM. Кроме того, более высокое содержание магния, обычно выше 3 мас.%, в сплавах серии 5ххх также может приводить к проблемам коррозии по причине межкристаллитной коррозии из-за осаждения непрерывной фазы e-Mg₅Al₈ вдоль границ зерен, особенно при воздействии температур выше 65°C, в частности от 150 до 200°C, в течение продолжительного времени [4]. Однако при температурах дисперсионного твердения выше чем около 200°C фаза e-Mg₅Al₈ может быть растворена, и более высокие содержания магния могут быть допустимы, если температуры применения выходят за пределы критического диапазона около 65200°C. Тем не менее, не рекомендуется содержание магния выше 6 мас.%, так как сплав также становится более подверженным образованию горячих трещин [5].In contrast to this Al-Mn-Sc alloy, which is based on the 3xxx series aluminum alloy system, WO 2008/125092 and DE 1020/07018123 B4 by Palm (assignee of EADS Deutschland GmbH) propose a method for producing a structural component using a rapid prototyping process with using an Al-Sc based alloy containing from 0.41 to 2.0 wt.% scandium and from 2.0 to 10 wt.% magnesium. As a result of this work, an Al-Mg-Sc based powder alloy system has been developed for use in AM processes, available under the brand name SCALMALLOY®, an alloy effectively developed for AM processes by adding a percentage of scandium to an existing 5xxx series weldable wrought alloy. The goal of SCALMALLOY® is to further strengthen the base alloy by taking advantage of the high cooling rates of AM processes. However, due to the high content of magnesium with a low melting point, strong evaporation and so-called smoke phenomena can occur, which leads to the formation of high porosity and, as a result, to deterioration of the properties of the final products obtained by the AM method. In addition, the higher magnesium content, typically above 3 wt.%, in 5xxx series alloys can also lead to corrosion problems due to intergranular corrosion due to the deposition of a continuous e-Mg ₅ Al ₈ phase along grain boundaries, especially when exposed to temperatures above 65°C, in particular 150 to 200°C, for prolonged periods [4]. However, at precipitation hardening temperatures higher than about 200°C, the e-Mg ₅ Al ₈ phase may be dissolved, and higher magnesium contents may be acceptable if application temperatures are outside the critical range of about 65,200°C. However, magnesium contents above 6 wt% are not recommended as the alloy also becomes more susceptible to hot cracking [5].

Не известно, что сплав на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению был предложен или использовался ранее для процессов AM или для других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации. Удаление магния или существенное снижение содержания магния позволяет данному изобретению эффективно снижать риски испарения и связанные с этим проблемы высокой пористости. Добавление марганца в алюминиевые сплавы не имеет известных проблем коррозии или испарения во время AM или других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации. Благодаря высокой скорости охлаждения, получаемой в рамках производственного процесса, использование высоких количеств марганца и скандия возможно благодаря значительно повышенной растворимости. Марганец в сплаве по изобретению играет основную роль в упрочнении твердого раствора, тогда как скандий образует термически стабильные структурированные наноразмерные выпавшие фазы L12 после последующей термообработки, которые могут значительно упрочить сплав и поддерживать улучшенные механические свойства вплоть до высоких температур. Важно отметить, что марганец обладает более высоким эффектом упрочнения твердого раствора, чем магний из расчета мас.% [6]. Разложение и образование большой объемной доли наноразмерных выпавших фаз Al₃Sc во время процесса дисперсионного твердения могут значительно упрочить сплав по данному изобретению. Выпавшие фазы Al₃Sc имеют гранецентрированную кубическую структуру и имеют чрезвычайно низкое несоответствие параметров решетки и высокую когерентность с алюминиевой матрицей, а низкая скорость диффузии скандия препятствует укрупнению выпавших фаз при повышенных температурах. Высокое напряжение из-за несоответствия параметров решетки и энергия межфазных границ выпавших фаз Al₃Sc способствуют высокой прочности сплава по данному изобретению, закрепляя границы зерен и препятствуя движению дислокаций. Также было обнаружено, что сплав по изобретению проявляет превосходную коррозионную стойкость, свариваемость, термическую стойкость и механические свойства после обработки AM или другой обработки высокоскоростной кристаллизации.The Al-Mn-Sc alloy of this invention is not known to have been proposed or used previously for AM processes or other high-speed crystallization manufacturing processes. By removing magnesium or substantially reducing magnesium content, the present invention effectively reduces evaporation risks and associated high porosity problems. The addition of manganese to aluminum alloys has no known problems of corrosion or evaporation during AM or other high-rate crystallization manufacturing processes. Due to the high cooling rates achieved within the production process, the use of high quantities of manganese and scandium is possible due to significantly increased solubility. Manganese in the alloy of the invention plays a major role in solid solution strengthening, while scandium forms thermally stable structured nano-sized L12 precipitates after subsequent heat treatment, which can significantly strengthen the alloy and maintain improved mechanical properties up to high temperatures. It is important to note that manganese has a higher solid solution strengthening effect than magnesium on a wt.% basis [6]. The decomposition and formation of a large volume fraction of nano-sized Al ₃ Sc precipitates during the precipitation hardening process can significantly strengthen the alloy of this invention. The precipitated Al ₃ Sc phases have a face-centered cubic structure and have extremely low lattice mismatch and high coherence with the aluminum matrix, and the low diffusion rate of scandium prevents the precipitates from coarsening at elevated temperatures. The high stress due to lattice mismatch and the interphase energy of the precipitated Al ₃ Sc phases contribute to the high strength of the alloy of this invention by anchoring the grain boundaries and inhibiting dislocation movement. It has also been found that the alloy of the invention exhibits excellent corrosion resistance, weldability, thermal stability and mechanical properties after AM treatment or other high-speed crystallization treatment.

Свойства сплава на основе Al-Mn-Sc по изобретению могут быть дополнительно улучшены за счет добавления других, замещающих или дополнительных легирующих элементов в сплав по изобретению. Например, в сплав по изобретению может быть добавлено по меньшей мере одно из кремния, цинка, магния, меди, никеля, кобальта, железа, серебра, хрома, лития, ванадия, титана, кальция, тантала, циркония, гафния, иттрия, иттербия и эрбия. Одним или более из этих элементов обеспечиваются следующие преимущества: (i) упрочнение твердого раствора; (ii) эффект измельчения зерна; (iii) контроль структуры зерна; (iv) дополнительное дисперсионное упрочнение или упрочнение выпавших фаз или (v) комбинация этих преимуществ. Как правило, содержание вышеуказанных легирующих элементов должно составлять менее 4 мас.% по отдельности и 15 мас.% в целом.The properties of the Al-Mn-Sc alloy of the invention can be further improved by adding other, substitute or additional alloying elements to the alloy of the invention. For example, at least one of silicon, zinc, magnesium, copper, nickel, cobalt, iron, silver, chromium, lithium, vanadium, titanium, calcium, tantalum, zirconium, hafnium, yttrium, ytterbium and erbium One or more of these elements provides the following benefits: (i) solution strengthening; (ii) grain refinement effect; (iii) grain structure control; (iv) additional dispersion strengthening or strengthening of precipitated phases or (v) a combination of these advantages. Generally, the content of the above alloying elements should be less than 4 wt.% individually and 15 wt.% in total.

Кроме того, в зависимости от конструкции и требований к применению, в сплав на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению могут быть добавлены легирующие элементы, включающие по меньшей мере один из хрома, ванадия, титана, тантала, циркония, гафния и иттрия для улучшенной стабильности приIn addition, depending on the design and application requirements, alloying elements including at least one of chromium, vanadium, titanium, tantalum, zirconium, hafnium and yttrium can be added to the Al-Mn-Sc based alloy of the present invention to improved stability at

- 3 046229 высокой температуре. Эти легирующие элементы имеют исключительно низкий коэффициент диффузии в алюминии, поэтому при повышенных температурах ожидаются низкие скорости диффузии и высокая устойчивость к укрупнению частиц. Эти легирующие элементы также имеют высокую тенденцию отделять и окружать осадки Al3Sc с образованием защитной оболочки, которая может стабилизировать осадки Al3Sc от укрупнения во время воздействия при повышенных температурах. Как правило, содержание вышеуказанных легирующих элементов также должно составлять менее 4 мас.% по отдельности и, самое большее, 15 мас.% в целом.- 3 046229 high temperature. These alloying elements have exceptionally low diffusion coefficients in aluminum, so low diffusion rates and high resistance to particle coarsening are expected at elevated temperatures. These alloying elements also have a high tendency to separate and surround the Al3Sc precipitates to form a protective shell that can stabilize the Al3Sc precipitates from coarsening during exposure to elevated temperatures. Generally, the content of the above alloying elements should also be less than 4 mass% individually and at most 15 mass% in total.

Сплав на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению можно использовать для изготовления компонентов механического устройства, а также в качестве основного материала для изготовления композиционных добавок металлических или неметаллических материалов посредством реакций как in situ, так и ex situ. В дополнение к изготовлению компонентов из сплава на основе Al-Mn-Sc по изобретению в качестве исходного материала, сплав по изобретению может быть превращен в полуфабрикаты, такие как порошки, проволоки и другие формы, для других производственных целей.The Al-Mn-Sc alloy of the present invention can be used for the manufacture of mechanical device components and also as a base material for the manufacture of composite additives of metallic or non-metallic materials through both in situ and ex situ reactions. In addition to producing Al-Mn-Sc alloy components of the invention as a starting material, the alloy of the invention can be processed into semi-finished products such as powders, wires and other forms for other manufacturing purposes.

Для плавления исходного сырья может использоваться любой возможный источник энергии или комбинация источников, таких как лазеры, формирователи электронного луча, плазма и источники электрической дуги, или подходящая химическая реакция, или проводящий или индуктивный процесс, связанный с технологиями высокоскоростной кристаллизации. Скорость охлаждения в ходе производственного процесса должна быть такой, чтобы достичь перенасыщенного твердого раствора для основных элементов для сохранения свойства изготовленных компонентов. Предпочтительная скорость охлаждения в производственной технологической цепочке превышает 100 К/с. Характер охлаждения в ходе процесса может обусловливаться непосредственно самим производственным процессом, как в технологиях AM, или другими вспомогательными процессами, такими как использование воды, жидкого азота или любой другой подходящей охлаждающей среды.Any possible energy source or combination of sources, such as lasers, electron beam formers, plasma and electric arc sources, or a suitable chemical reaction, or conductive or inductive process associated with high-speed crystallization technologies, can be used to melt the feedstock. The cooling rate during the manufacturing process must be such as to achieve a supersaturated solid solution for the basic elements to maintain the properties of the manufactured components. The preferred cooling rate in the production process chain exceeds 100 K/s. The cooling nature of the process may be determined directly by the manufacturing process itself, as in AM technologies, or by other auxiliary processes, such as the use of water, liquid nitrogen, or any other suitable cooling medium.

Для достижения оптимальных свойств, а также для снятия остаточного напряжения, создаваемого в изготовленных компонентах, полученных с помощью процесса AM или другого процесса высокоскоростной кристаллизации, обычно требуется последующая термообработка. Данное изобретение включает в себя последующую термообработку после SLM, при которой компонент, изготовленный с помощью процесса AM, с использованием сплава на основе Al-Mn-Sc в соответствии с изобретением, подвергают нагреву, предпочтительно в рамках одного процесса термообработки, в температурном диапазоне от 200 до 500°C в течение накопленного времени, составляющего от 0,10 до 100 ч. Тем не менее, также применимы термообработка с соблюдением аналогичных периодов времени с поправкой на температуру, многоэтапная обработка или обработка в специальных условиях. Это может включать в себя горячее изостатическое прессование (hot isostatic pressing; HIP) под соответствующим давлением. Прямая обработка дисперсионным твердением простой прямой обработкой дисперсионным твердением без отдельной термообработки на твердый раствор является наиболее предпочтительной, и это является другим моментом отличия от других систем дисперсионного твердения. После термической обработки не требуется никаких необходимых ограничений для последующего охлаждения и контроля охлаждения, и охлаждение может варьироваться от медленного охлаждения в печи до быстрого закалочного водяного охлаждения. Остаточные напряжения, возникающие из-за высоких скоростей охлаждения во время производственного процесса методом AM, могут эффективно сниматься при термообработке. Кроме того, разложение пересыщенного твердого раствора в результате высоких скоростей охлаждения приводит к осаждению большой объемной доли наноразмерных частиц или других дисперсий, тем самым значительно улучшая механические свойства компонентов, получаемых в процессе AM.To achieve optimal properties, as well as to relieve residual stress created in fabricated components obtained through the AM process or other high-speed crystallization process, subsequent heat treatment is usually required. The present invention includes a post-SLM heat treatment in which a component manufactured by an AM process using an Al-Mn-Sc based alloy according to the invention is subjected to heating, preferably in a single heat treatment process, in a temperature range of 200 up to 500°C for a cumulative time of 0.10 to 100 hours. However, heat treatment at similar temperature-adjusted time periods, multi-step processing, or processing under special conditions are also applicable. This may include hot isostatic pressing (HIP) at appropriate pressure. Direct precipitation curing simply direct precipitation curing without separate solution heat treatment is most preferred and is another point of difference from other precipitation curing systems. After heat treatment, there are no necessary restrictions for subsequent cooling and cooling control, and cooling can range from slow furnace cooling to rapid quenching water cooling. Residual stresses resulting from high cooling rates during the AM manufacturing process can be effectively relieved by heat treatment. In addition, decomposition of the supersaturated solid solution as a result of high cooling rates results in the precipitation of a large volume fraction of nano-sized particles or other dispersions, thereby significantly improving the mechanical properties of the components produced by the AM process.

Для производственного процесса AM с использованием сплава на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению предпочтительными являются некоторые другие полезные аспекты управления. Например, ожидается, что тщательное регулирование параметров (таких как тип лазера, параметры лазера, стратегия сканирования, температура подложки и т. д.) в технологиях AM для поддержания подходящей скорости охлаждения и лучшей обрабатываемости, с использованием защитных газовых сред для защиты изготовленных деталей от окисления, удаления так называемого дыма или брызг, возникающих во время процесса AM, или любых других необходимых средств контроля для методов AM и других методов высокоскоростной кристаллизации, еще больше улучшит свойства изготовленных изделий.For the AM manufacturing process using the Al-Mn-Sc alloy of the present invention, certain other beneficial control aspects are advantageous. For example, careful regulation of parameters (such as laser type, laser parameters, scanning strategy, substrate temperature, etc.) in AM technologies is expected to maintain suitable cooling rates and better machinability, using shielding gases to protect manufactured parts from oxidation, removal of so-called smoke or spatter generated during the AM process, or any other necessary controls for AM methods and other high-speed crystallization methods will further improve the properties of the manufactured products.

Примеры изобретенияExamples of the invention

Пример 1. Производство компонентов сплавов на основе Al-Mn-Sc в соответствии с данным изобретением путем обработки методом AM моделировали с использованием двух составов сплава. Первый сплав на основе Al-Mn-Sc имел состав Al-4,18Mn-2Mg-0,9Sc-0,18Zr (мас.%), тогда как второй сплав имел состав Al-3Mn-1,5Mg-1Sc-0,05Zr (мас.%). Эти сплавы были получены путем плавки литейных сплавов составов Al-60Mn, Al-50Mg, Al-2Sc и Al-10Zr (все в мас.%) в печи с резистивным нагревом при 800°C, отливки последовательных расплавов и охлаждения отливок при скорости охлаждения кристаллизации, составляющей около 10³ К/с. Литейные сплавы разрезали на образцы толщиной 5 мм, а затем образцы шлифовали с помощью абразивной бумаги с сохранением одинаковой шероховатости поверхности.Example 1 The production of Al-Mn-Sc based alloy components according to the present invention by AM processing was simulated using two alloy compositions. The first Al-Mn-Sc based alloy had the composition Al-4.18Mn-2Mg-0.9Sc-0.18Zr (wt%), while the second alloy had the composition Al-3Mn-1.5Mg-1Sc-0, 05Zr (wt.%). These alloys were produced by melting cast alloys of the compositions Al-60Mn, Al-50Mg, Al-2Sc and Al-10Zr (all wt%) in a resistance heating furnace at 800°C, casting successive melts and cooling the castings at a cooling rate crystallization, amounting to about 10 ³ K/s. Casting alloys were cut into 5 mm thick specimens, and then the specimens were ground using abrasive paper to maintain the same surface roughness.

Образцы, полученные таким образом, помещали на подложку коммерческой машины EOSINT M280 SLM для лазерного сканирования. В общей сложности было проведено 30 лазерных сканированийThe samples obtained in this way were placed on the substrate of a commercial EOSINT M280 SLM laser scanning machine. A total of 30 laser scans were performed

- 4 046229 на поверхности измельченного образца для создания параллельных смежных расплавосборников без добавления порошка, в результате чего площадь зоны сканирования составляла приблизительно 3 мм на 18 мм. Процесс лазерного сканирования проводился при мощности лазерного излучения 370 Вт, скорости сканирования 500 мм/с, размере пятна 0,1 мм и расстоянии штриховки 0,1 мм. После лазерного сканирования образцы выдерживали в соляной ванне при 300°C в течение различных отрезков времени вплоть до 168 ч. Затем образцы разрезали с помощью низкоскоростной пилы, после чего устанавливали, чтобы выявить расплавосборники в поперечном сечении для последующих исследований. Образцы для наблюдений за микроструктурой и измерений микротвердости подготавливали в соответствии со стандартными способами металлографии для подготовки образцов. Твердость по Виккерсу измеряли в пределах площади поперечного сечения расплавосборника с помощью прибора для изменения твердости Duramin A300 при нагрузке 0,5 кг в течение 10 с. Изображения площади поперечного сечения с использованием электронной микроскопии с обратным рассеянием (backscattered electron micrograph; BSE) получали на сканирующем электронном микроскопе JEOL 7001 FEG (SEM). Были получены следующие характеристики:- 4 046229 on the surface of the crushed sample to create parallel adjacent melt collectors without adding powder, resulting in a scanning area of approximately 3 mm by 18 mm. The laser scanning process was carried out at a laser power of 370 W, a scanning speed of 500 mm/s, a spot size of 0.1 mm, and a hatching distance of 0.1 mm. After laser scanning, the samples were kept in a salt bath at 300°C for various periods of time up to 168 hours. The samples were then cut using a low-speed saw and then mounted to reveal the melt reservoirs in cross-section for subsequent examination. Samples for microstructure observations and microhardness measurements were prepared in accordance with standard metallographic methods for sample preparation. Vickers hardness was measured within the cross-sectional area of the melt sump using a Duramin A300 hardness tester under a load of 0.5 kg for 10 s. Cross-sectional area images using backscattered electron micrograph (BSE) were obtained on a JEOL 7001 FEG scanning electron microscope (SEM). The following characteristics were obtained:

a) максимальная твердость, достигнутая для первого сплава Al-4,18Mn-2Mg-0,9Sc-0,18Zr после дисперсионного твердения при 300°C в течение 10 ч, составила 186,3±2 HV₀,₅;a) _{the maximum hardness achieved for the first alloy Al-4.18Mn-2Mg-0.9Sc-0.18Zr after precipitation hardening at 300°C for 10 hours was 186.3±2 HV 0.5} _;

b) максимальная твердость, достигнутая для второго сплава Al-3Mn-l,5Mg-1Sc-0,05Zr после дисперсионного твердения при 300°C в течение 24 ч, составила 170,6±2 HV₀,₅.b) _{the maximum hardness achieved for the second alloy Al-3Mn-l.5Mg-1Sc-0.05Zr after precipitation hardening at 300°C for 24 hours was 170.6±2 HV 0.5} _.

Пример 2. Образцы призменного типа были изготовлены методом SLM из распыленного газом порошка с массовой долей состава Al-4,52Mn-1,32Mg-0,79Sc-0,74Zr. Образцы были изготовлены на коммерческой SLM машине EOSINT M290 с мощностью лазерного излучения 370 Вт, скоростью сканирования 1000 мм/с, расстоянием штриховки 0,1 мм и толщиной слоя 30 мкм. Образцы были созданы на подложке из алюминиевого сплава 6061, с которой они были удалены путем электроискровой обработки (electric discharge machining; EDM). Некоторые образцы были подвергнуты термообработке в соляной ванне при температуре 300±2°C в течение 5 ч, а затем все образцы с термической обработкой и без нее были подвергнуты механической обработке с превращением в образцы для испытаний на растяжение с геометрической конфигурацией, показанной на фиг. 3, в соответствии с ASTM E8M. Испытания на растяжение проводили с помощью машины с приводом от ходового винта Instron 5500R/4505 усилием 100 кН при постоянной скорости перемещения траверсы, составляющей 0,48 мм/мин. Полученные кривые условного напряжения/деформации при растяжении показаны на фиг. 4, тогда как другими определенными характеристиками были следующие:Example 2. Prism-type samples were manufactured by the SLM method from gas-atomized powder with a mass fraction of the composition Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr. The samples were produced on a commercial SLM machine EOSINT M290 with a laser power of 370 W, a scanning speed of 1000 mm/s, a hatch distance of 0.1 mm and a layer thickness of 30 μm. The samples were created on a 6061 aluminum alloy substrate, from which they were removed by electric discharge machining (EDM). Some specimens were heat treated in a salt bath at 300±2°C for 5 hours, and then all specimens with and without heat treatment were machined into tensile test specimens with the geometric configuration shown in FIG. 3, in accordance with ASTM E8M. Tensile tests were carried out using a 100 kN Instron 5500R/4505 lead screw driven machine at a constant crosshead speed of 0.48 mm/min. The resulting tensile stress/strain curves are shown in FIG. 4, while other characteristics identified were:

1) характеристики прочности на растяжение без термической обработки, в качестве образцов, изготовленных методом SLM:1) tensile strength characteristics without heat treatment, as samples manufactured by the SLM method:

предел текучести равен 427 МПа, предел прочности при растяжении равен 453 МПа, удлинение равно 12,0%;yield strength is 427 MPa, tensile strength is 453 MPa, elongation is 12.0%;

2) характеристики прочности на растяжение образцов, изготовленных методом SLM, после термической обработки при 300±2°C в течение 5 ч:2) characteristics of the tensile strength of samples manufactured by the SLM method after heat treatment at 300±2°C for 5 hours:

предел текучести равен 577 МПа, предел прочности при растяжении равен 588 МПа, удлинение равно 11,3 %.the yield strength is 577 MPa, the tensile strength is 588 MPa, and the elongation is 11.3%.

Краткое описание графических материаловBrief description of graphic materials

Рабочие характеристики образцов первого и второго сплавов на основе Al-Mn-Sc, полученных в примере 1, проиллюстрированы на прилагаемых фиг. 1 и 2, а рабочие характеристики в соответствии с примером 2 показаны на фиг. 3 и 4. На фигурах показано следующее:The performance characteristics of samples of the first and second Al-Mn-Sc alloys obtained in Example 1 are illustrated in the accompanying FIGS. 1 and 2, and the performance according to Example 2 is shown in FIG. 3 and 4. The figures show the following:

на фиг. 1 проиллюстрировано изображение BSE, показывающее вдавливания индентора в образце второго сплава на основе Al-Mn-Sc;in fig. 1 illustrates a BSE image showing indentation of an indenter in a sample of a second Al-Mn-Sc alloy;

на фиг. 2 проиллюстрирован график зависимости твердости от времени дисперсионного твердения для каждого из первого и второго сплавов на основе Al-Mn-Sc;in fig. 2 illustrates a graph of hardness versus precipitation hardening time for each of the first and second Al-Mn-Sc based alloys;

на фиг. 3 проиллюстрировано схематическое изображение геометрических конфигураций образца на растяжение в соответствии с ASTM E8M; а также на фиг. 4 проиллюстрированы кривые условного напряжения/деформации при растяжении образцов, не подвергнутых термообработке, полученных путем изготовления методом SLM, и образцов, подвергнутых термообработке.in fig. 3 illustrates a schematic representation of the geometric configurations of a tensile specimen in accordance with ASTM E8M; and also in FIG. Figure 4 illustrates the tensile stress/strain curves of unheat-treated SLM-fabricated specimens and heat-treated specimens.

Подробное описание сущности изобретенияDetailed description of the invention

На фиг. 1 показана поверхность среза образца второго сплава на основе Al-Mn-Sc, выявленная с помощью металлографической подготовки на изображении, полученном методом электронной микроскопии с обратным рассеянием (BSE). В нижней зоне изображения показана микроструктура отливки второго сплава, а в верхней зоне показана микроструктура возникшего в результате высокоскоростной кристаллизации расплавосборника, полученная путем переплавки сплава с помощью лазерного сканирования. Как показано, измерения твердости проводились в верхней зоне переплава. На фиг. 1 четко видно,In fig. 1 shows the cut surface of a second Al-Mn-Sc alloy sample as revealed by metallographic preparation in a backscatter electron microscopy (BSE) image. The lower zone of the image shows the microstructure of the casting of the second alloy, and the upper zone shows the microstructure of the melt collector resulting from high-speed crystallization, obtained by remelting the alloy using laser scanning. As shown, hardness measurements were carried out in the upper remelting zone. In fig. 1 is clearly visible

- 5 046229 что верхняя зона, образующаяся из переплавленного лазером расплавосборника, отличается от начальной зоной литья, поскольку не может наблюдаться выпадение первичных выпавших фаз Al₆Mn или Al3Sc типа белой иглы или стержневого типа. Это четко показывает, что марганец и скандий были успешно захвачены алюминиевой матрицей после очень быстрого охлаждения лазерного переплава и достижения состояния перенасыщения.- 5 046229 that the upper zone formed from the laser remelted melt reservoir differs from the initial casting zone, since precipitation of the primary precipitated Al ₆ Mn or Al 3 Sc phases of the white needle type or rod type cannot be observed. This clearly shows that manganese and scandium were successfully trapped in the aluminum matrix after the laser remelting cooled very quickly and reached a supersaturation state.

На фиг. 2 можно видеть, что сплав на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению демонстрирует очень многообещающие результаты, поскольку значения твердости достигли диапазона 170-186 HV₀,5. Эти свойства аналогичны свойствам высокопрочных сплавов серии 7ххх, однако термическая устойчивость значительно повысилась, так как высокие уровни твердости сохранялись даже спустя 168 ч при 300°C. Обработанные лазером алюминиевые сплавы или даже литейные сплавы не могут обычно достигать таких свойств, особенно по сравнению с широко распространенными в настоящее время алюминиевыми сплавами для использования в технологиях AM. При нормальном дисперсионном твердении сплавы Al начинают слишком затвердевать и размягчаются в течение нескольких минут после воздействия при 300°C. Также имеются указания на то, что результаты, показанные в примерах по данному изобретению, могут быть дополнительно улучшены за счет еще более высокой скорости охлаждения и других преимуществ процесса AM. Таким образом, сплавы на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению обладают очень многообещающими свойствами и высоким потенциалом для применения в широком диапазоне конструкционных, промышленных, технических, аэрокосмических и транспортных компонентов, изготовленных с помощью процесса AM или других производственных процессов высокоскоростной кристаллизации.In fig. 2 it can be seen that the Al-Mn-Sc based alloy of the present invention shows very promising results as the hardness values reached the range of 170-186 HV _0.5 . These properties are similar to those of the high-strength 7xxx series alloys, however thermal stability was significantly improved as high hardness levels were maintained even after 168 hours at 300°C. Laser-processed aluminum alloys or even cast alloys cannot routinely achieve such properties, especially when compared to the aluminum alloys now widely available for use in AM technologies. During normal precipitation hardening, Al alloys begin to over-harden and soften within a few minutes of exposure to 300°C. There are also indications that the results shown in the examples of this invention may be further improved by even higher cooling rates and other advantages of the AM process. Thus, the Al-Mn-Sc based alloys of this invention have very promising properties and high potential for application in a wide range of structural, industrial, engineering, aerospace and transportation components manufactured using the AM process or other high-speed crystallization manufacturing processes.

На фиг. 3 проиллюстрированы надлежащим образом изготовленные образцы на растяжение, по которым были получены кривые условного напряжения/деформации при растяжении в соответствии с фиг. 4. Предел текучести, составляющий 427 МПа, для изготовленных (не термообработанных) образцов является превосходным, хотя заметно повышенный предел текучести, составляющий 577 МПа, для термообработанных образцов подчеркивает потенциал для сплавов по данному изобретению. И напротив, считается, что наиболее предпочтительный предел текучести, указанный для термически обработанного SCALMALLOY®, находится в диапазоне от 459 до 479 МПа (см. www.cititn.de/en/metal-additivemanufacturing).In fig. 3 illustrates properly fabricated tensile specimens from which the tensile stress/strain curves of FIG. 4. The yield strength of 427 MPa for the fabricated (non-heat-treated) samples is excellent, although the markedly increased yield strength of 577 MPa for the heat-treated samples highlights the potential for the alloys of this invention. In contrast, it is believed that the most preferred yield strength specified for heat-treated SCALMALLOY® is in the range of 459 to 479 MPa (see www.cititn.de/en/metal-additivemanufacturing).

Примеры 1 и 2 и результаты, проиллюстрированные на фиг. 1-4, подчеркивают ряд важных вопросов, касающихся сплава по данному изобретению. Данный сплав имеет преимущества благодаря низким скоростям диффузии, упомянутым ранее в данном документе, как в случае скандия, так и в случае марганца, а также некоторых других добавленных элементов, таких как цирконий. Эти низкие скорости способствуют свойству сплава после высоких скоростей охлаждения при циклическом изменении температуры подвергаться дисперсионному твердению путем осаждения термостойких наноразмерных выпавших фаз или дисперсных фаз. В случае марганца это возможно от нижнего эффективного предела, равного 2,01 мас.%, вплоть до относительно высокого верхнего предела, равного 15,0 мас.%, без нежелательного укрупнения выпавших фаз, что может иметь место при уровнях добавления марганца выше 15 мас.%.Examples 1 and 2 and the results illustrated in FIGS. 1-4 highlight a number of important issues regarding the alloy of this invention. This alloy benefits from the low diffusion rates mentioned earlier in this document for both scandium and manganese, as well as some other added elements such as zirconium. These low rates contribute to the ability of the alloy, after high cooling rates during temperature cycling, to undergo precipitation hardening by deposition of heat-resistant nano-sized precipitates or dispersed phases. In the case of manganese, this is possible from a lower effective limit of 2.01 wt.% up to a relatively high upper limit of 15.0 wt.%, without the undesirable coarsening of precipitates that can occur at manganese addition levels above 15 wt. .%.

Кроме того, данный сплав характеризуется улучшенным развитием свойств, достижимым за счет простой термической обработки, без необходимости термообработки на твердый раствор, как в сложных режимах термической обработки, требуемых для некоторых других алюминиевых сплавов, отверждаемых с помощью дисперсионного твердения. Простая термообработка, которая предпочтительно включает в себя только одноэтапную операцию, эффективно удваивается в качестве этапа снятия напряжения и термообработки методом дисперсионного твердения. В случае использования процесса AM с высокоскоростной кристаллизацией, такого как процесс на основе SLM, термическая обработка может проводиться до или после того, как получаемый компонент, производимый в ходе данного процесса, срезают со строительной платформы, на которой он создан.In addition, the alloy exhibits improved property development achievable through simple heat treatment, without the need for solution heat treatment as in the complex heat treatment regimes required for some other precipitation hardening aluminum alloys. A simple heat treatment, which preferably involves only a single step operation, effectively doubles as a stress relief and age hardening heat treatment step. When using a high-speed crystallization AM process, such as an SLM-based process, heat treatment may be performed before or after the resulting component produced by the process is cut from the build platform on which it is created.

В то время как сплав по данному изобретению хорошо подходит для использования в процессе AM, таком как SLM и другие процессы высокоскоростной кристаллизации, пример 1 и фиг. 1 и 2 показывают пригодность данного сплава для использования в альтернативном процессе высокоскоростной кристаллизации. В частности, в случае с компонентом, изготовленным в ходе процесса субтрактивной обработки, такого как любой из ряда процессов литья, компонент может сканироваться источником энергии, таким как лазерный или электронный луч, для достижения плавления сканируемой области поверхности компонента, причем затем основная часть компонента обеспечивает теплоотвод, приводящий к высокоскоростной кристаллизации, чтобы улучшить свойства сплава сканируемой области поверхности. Это включает в себя поверхностную обработку, такую как лазерная наплавка или починка компонентов, с использованием сплава на основе Al-Mn-Sc по данному изобретению в качестве части компонента и/или осажденных поверхностных материалов.While the alloy of the present invention is well suited for use in an AM process such as SLM and other high-speed crystallization processes, Example 1 and FIG. 1 and 2 show the suitability of this alloy for use in an alternative high-speed crystallization process. In particular, in the case of a component manufactured by a subtractive machining process, such as any of a number of casting processes, the component may be scanned by an energy source, such as a laser or electron beam, to achieve melting of the scanned area of the component's surface, the body of the component then providing heat removal leading to high-speed crystallization to improve the alloy properties of the scanned surface area. This includes surface treatments, such as laser cladding or component repair, using the Al-Mn-Sc based alloy of the present invention as part of the component and/or deposited surface materials.

--

Claims

Reference materials

1. Forbord B, Hallem N, Ryum N, Marthinsen K: Precipitation and recrystallisation in

Al-Mn-Zr with and without Sc”, Materials Science and engineering A (2004), 387-389, 936-939.

2. Forbord B, Hallem H, Royset J, Marthinsen K: “Thermal stability of A13(Sc _x ,Zn- _x )dispersoids in extruded aluminum alloys”, Materials Science and engineering A (2008), 475, 241248.

3. Forbord B, Auran L, Lefebvre W, Hallem H, Marthinsen K: “Rapid precipitation of dispersoids during extrusion of an Al-0.91 wt.% Mn-0.13 wt.% Zr-0.17 wt.% Sc-alloy”, Materials Science and engineering A (2006), 424, 174-180.

4. Rowe. J, “Advanced materials in automotive engineering” Woodhead Publishing

Limited, UK, ISBN 978-1-84569-561-3. Bloeck. M, Chapter 5 “Aluminum sheet for automotive applications”, 92-93.

5. Li RD, Wang MB, Yuan TC, Song Bo, Chen C, Zhou KS, Cao P: “Selective laser melting of a novel Sc and Zr modified Al-6.2 Mg alloy: Processing, microstructure, and properties”, Powder Technology 319 (2017) 117-128.

6. J. R. Davis, “Alloying: Understanding the Basics.” ASM International Publishing,

2001, USA, ISBN978-0-87170-744-4. Chapter 16, “Aluminum and Aluminum alloys”, p.368.

CLAIM

1. An Al-Mn-Sc alloy in powder form suitable for additive manufacturing (AM) process or other high-speed solidification process, wherein the Al-Mn-Sc alloy contains:

from 2.01 to 15.0 wt.% manganese and from 0.3 to 2.0 wt.% scandium, the rest being aluminum, not counting incidental impurities.

2. An Al-Mn-Sc based alloy in the form of a powder according to claim 1, characterized in that the alloy additionally contains magnesium in an amount of up to 6.0 wt.% magnesium.

3. An Al-Mn-Sc based alloy in the form of a powder according to claim 1, characterized in that the alloy additionally contains zirconium in an amount of up to 4.0 wt.% zirconium.

4. Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1-3, characterized in that the manganese content is from 2.5 to 8 wt.%.

5. Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1-3, characterized in that the manganese content is from 3 to 5 wt.%.

6. Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1-5, characterized in that the scandium content is from 0.4 to 1.5 wt.%.

7. Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to claim 6, characterized in that the scandium content is from 0.6 to 1.2 wt.%.

8. An Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1 to 7, characterized in that the alloy is a grade of powder suitable for use in the production of components in the additive manufacturing process.

9. An Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1-8, characterized in that the alloy additionally contains at least one auxiliary alloying element selected from silicon, zinc, magnesium, copper, nickel, cobalt , silver, chromium, lithium, vanadium, titanium, calcium, tantalum, zirconium, hafnium, yttrium and erbium present in amounts of less than 4 wt.% individually and 15 wt.% overall.

10. A wire suitable for an additive manufacturing (AM) process or other high-speed crystallization process, made from an Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1 to 9.

11. A method of manufacturing a component from an aluminum-based alloy, characterized in that the method uses an additive manufacturing (AM) process or other high-speed crystallization process to manufacture the component by melting and subsequent high-speed crystallization of an aluminum-based alloy, and wherein the aluminum-based alloy contains an Al-Mn-Sc based alloy in powder form according to any one of claims 1-9.

12. The method of claim 11, wherein after said component has exited the AM process or other high-speed crystallization process, it is subjected to age hardening.

13. The method according to claim 11 or 12, characterized in that the cooling rate during production

-