JP2021505760A

JP2021505760A - 急速凝固法用の高強度アルミニウム合金

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Publication number: JP2021505760A
Application number: JP2020530367A
Authority: JP
Inventors: ロメッシュ，ポール; ウー，シンファ; ジア，チンボ
Original assignee: Monash University
Current assignee: Monash University
Priority date: 2017-12-04
Filing date: 2018-12-03
Publication date: 2021-02-18
Also published as: ZA202003942B; US11746396B2; IL275048A; CA3082079A1; SA520412100B1; AU2018379386B2; MX2020005733A; CN111448333A; SG11202004218RA; EP3720983A1; US11976343B2; AU2018379386A1; BR112020011187A2; EA202091011A1; US20230366063A1; UA127315C2; EP3720983A4; US20200362440A1; WO2019109135A1

Abstract

積層造形（ＡＭ）または他の急速凝固プロセスによるアルミニウム系合金および該合金を有するコンポーネントの製造方法は、２．０１重量％から１５．０重量％のマンガンと、０．３重量％から２．０重量％のスカンジウムと、微量合金元素以外のバランスと、アルミニウムの偶発的不純物を有する成分を含む合金に基づいている。

Description

本願発明は、積層造形プロセスでの使用に適した高強度アルミニウム合金に関するが、他のプロセス、特に、急速凝固プロセスにも応用可能である。

用語“積層造形”（ＡＭ）は、幾何学的に複雑な部品を製造する際にそれが示すプロセスのフレキシビリティ、および、多くのアプリケーションフィールドでの多様性のため、近年ポピュラーになってきた。ＡＭ技術は、直接的に部品を製造することを目的に１９８０年代に開発され、介在期間の間に急速に発展した。この魅力的な製造プロセスの非従来的性質は、従来の伝統的な減法的マシニング方法とは逆に、コンポーネントが加法的に製造される点にある。金属部品製造用に開発されたすべてのＡＭ技術において、それは、材料の原料タイプに基づいて、選択的レーザ溶融法（ＳＬＭ）および電子ビーム溶融法（ＥＢＭ）の粉体床系技術、レーザ金属堆積法（ＬＭＤ）およびレーザ直接積層法（ＬＥＮＳ）のフロー粉末技術、および、成形部品が、ワイヤ、粉末、金属インクおよびその他を原料として使用する技術に非制限的に分類される。以下では、用語“積層造形（ＡＭ）”は、それらおよび他の技術を包含する広い概念で使用される。しかし、ＡＭはそれらの技術に限定されない。本願発明は、ＡＭ技術に対してのみでなく、レーザクラッディング（ＬＣ）、容射（ＴＳ）、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）、ガス噴霧法（ＧＡ）、および融解紡糸（ＭＳ）などの他の急速凝固プロセス用にも使用可能である。

ＡＭプロセスは、エネルギーソースとして、レーザビーム、電子ビームまたは電気アークを使用し、そのソースは、ＣＮＣ駆動システムまたは走査型ガルバノミラーシステムのいずれかによって正確に制御されている。材料の溶融および凝固を通じて、製造すべき要求されたコンポーネントの概念的スライスに対応するそれぞれの断面形状に従い、ポイントごとに、かつ、ステップごとにエネルギーソースを移動させることにより、連続レイヤーが次々に構築される。すなわち、コンポーネントは、構築される方向に沿って、レイヤー毎にプロセスを繰り返し、かつ、連続的レイヤー間の接着を維持することにより、構築される。

ＡＭプロセスにおいて、溶融および凝固は非常に局所化される。結果として、単一の溶融池内で達成される非常に高い冷却速度は、約１０^５から１０^７Ｋ／ｓ以下であり得る。これらの冷却速度は、製造されるコンポーネントが、伝統的な鋳造プロセスによって製造されるコンポーネントに比べて、微細なマイクロ構造および結果として得られる優れた特性を示すようなものである。ＡＭプロセスによって提供される設計自由度および製造フレキシビリティの有益な事実とともに、この方法で製造されるコンポーネントに対する大幅な軽量化の要求が増している。また、高温（例えば、１５０℃以上）で運転可能なＡＭ技術から作成された高性能なアルミニウム合金もまた、その特性を失うことなく、中間温度レジームで運転することが要求される部品用のより高密度のチタン合金と置換される潜在性を有するので、さまざまな産業において高い関心を惹きつけている。

ＡＭプロセスに適した高性能なアルミニウム合金の選択は、まだ非常に限定されており、アルミニウムコンポーネント製造へのＡＭプロセスの潜在的アプリケーションは制限されている。現在、広範に使用されているＡＭプロセス用のアルミニウム合金は、良好な可鍛性および溶接性のため、Ａｌ_７ＳｉＭｇ、Ａｌ_１２Ｓｉ、およびＡｌ_１０ＳｉＭｇなどの近共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金である。報告されている上記合金の引張強度は、Ｓｉ含有粒子の沈殿および／または粗大化のため、基本的に４００ＭＰａより低く、製造状態で３００ＭＰａより低い強度、残留応力開放処理の後でもより低い強度を与える。これらの特性レベルは、現在の産業デザインの要件およびアプリケーション要求に一致せず、特に、大きな耐荷重性を有する構造コンポーネントを作成するための要件には一致しない。また、これらの合金から作成されるコンポーネントは、供給される特性を達成するよう、製造後に溶液処理を要求し、それは、工業生産に対するリードタイムおよびコストの両方を増加させる。航空分野において通常使用されている２ｘｘｘおよび７ｘｘｘシリーズの鍛造合金などの他の高強度アルミニウム合金は、ＡＭ処理中の高い凝固クラック感受性のため、ＡＭ技術によって容易に製造することができない。この合金系内に存在する大量の銅、マグネシウム、および亜鉛により、凝固範囲は拡張され、それが次々に熱間亀裂の感受性を増加させる。加えて、ＡＭプロセスによって作成されたアルミニウム合金に対する高温特性について報告されたデータは存在しない。

したがって、本願発明は、ＡＭプロセスで使用するのに適した高強度アルミニウム合金を与えること、および、他の急速凝固製造プロセスに応用可能な高強度アルミニウム合金を与えることを追及する。

本願発明の第１の態様に従い、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金が与えられ、ここで、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、２．０１重量％から１５．０重量％のマンガンと、０．３重量％から２．０重量％のスカンジウムと、合金微量元素以外のバランスと、アルミニウムの偶発的不純物を有する。

第２の態様に従い、本願発明は、アルミニウム系合金のコンポーネントを製造するための方法を与え、当該方法は、アルミニウム系合金を溶融し、その後急速凝固することによりコンポーネントを製造するべく、ＡＭまたは他の急速凝固プロセスを使用し、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、２．０１重量％から１５．０重量％のマンガンと、０．３重量％から２．０重量％のスカンジウムと、合金微量元素以外のバランスと、アルミニウムの偶発的不純物を有する。

本願発明の第１および第２の態様において、マンガンのレベルは、好適には、２．５重量％から８重量％の間であり、より好適には、３重量％と５重量％との間である。スカンジウムのレベルは、好適には、０．４重量％と１．５重量％との間、より好適には、０．６重量％と１．２重量％との間である。

本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、好適には、適切なグレードの粉末形式であり、積層造形または他の急速凝固製造プロセスによってコンポーネントを製造するのに使用可能である。コンポーネントは、最適化された特性および製造製作プロセス中に生成された残留応力の除去を同時に達成するべく、直接時効硬化されてよい。Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金の開始材料は、従来のアルミニウム合金よりも多くのマンガンおよびスカンジウム含有量を有し、本願発明の合金から作成される部品は、室温および高温条件の両方のもとで、優れた機械的特性を与えることができる。本願発明の合金は、２．０１重量％から１５．０重量％のマンガンおよび０．３重量％から２．０重量％のスカンジウムを好適に有するのに加え、６．０重量％以下のマグネシウム、４．０重量％以下のジルコニウム、およびアルミニウム、マンガン、スカンジウム、マグネシウムおよびジルコニウムのいずれかと置換可能または相補的な他の元素を含むさらなる合金構成要素、およびさらなる合金構成要素の２つ以上の組み合わせを有してよい。

本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、ＡＭプロセスまたは他の急速凝固製造プロセスの使用のいずれかにより、広範な工業アプリケーション用の構造コンポーネントを直接製造するのに使用可能である。本願発明の合金から製造されたコンポーネントは、最適な特性を達成するために、容体化処理なしで、単純な人工的時効処理に直接さらすことができる。コンポーネントは、ＡＭ製造されたアルミニウム部品に対する潜在的アプリケーションをさらに強化することができる高い強度および熱安定特性を示すことができる。

上述したように、３ｘｘｘアルミニウム合金に基づくＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ材料系は、主にその良好な成形性のため、鍛造／押出製品アプリケーション用に、研究者によって研究された（参考文献１から３参照）。３ｘｘｘ鍛造合金にスカンジウムを添加する目的は、主に再結晶化耐性を改善するため、および分散硬化によって合金を強化するためであった。しかし、上記研究において、マンガンの量は２重量％以下、典型的に１．５重量％以下に制限されており、スカンジウムは、通常０．４重量％以下であった。これは、伝統的な製造プロセスに対するマンガンおよびスカンジウムの溶解性が非常に限定的であるためであり、これが生成される材料の強化効果を制限していた。

３ｘｘｘアルミニウム合金系に基づくＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ合金と対照的に、国際公開ＷＯ２００８／１２５０９２号およびドイツ国特許第１０２００７０１８１２３（PalmからEADS Deutschland GmbHに譲渡）は、０．４１重量％から２．０重量％のスカンジウムおよび２．０重量％から１０重量％のマグネシウムを有するＡｌ−Ｓｃ系合金を使って、急速プロトタイププロセスにより構造コンポーネントを製造する方法を提案している。この仕事は、商標ＳＣＡＬＭＡＬＬＯＹとして入手可能なＡＭプロセスで使用するためのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｃベース合金粉末系を考案し、既存の溶接可能な５ｘｘｘシリーズの鍛造合金中にあるパーセンテージのスカンジウムを添加することにより、合金はＡＭプロセス用に効果的に発展した。ＳＣＡＬＭＡＬＬＯＹ（商標）は、ＡＭプロセスの高い冷却速度の利点を利用することにより、ベース合金をさらに強化することを追求した。しかし、低融点のマグネシウムの大きい含有量のため、シビアな蒸発およびいわゆるスモーキング現象が生じ、高多孔質の形成を生じさせ、かつ実質的に完成ＡＭ製品内での特性劣化を生じさせる。加えて、５ｘｘｘ合金中の通常３重量％以上のより高いマグネシウム含有量は、延長した時間中、６５℃以上の温度、特に、１５０℃から２００℃の温度に晒されたとき、粒界に沿った連続のβ−Ｍｇ_５Ａｌ_６相の沈殿からの粒間衝撃のため、腐食の問題も生じさせる（参考文献４参照）。しかし、約２００℃以上の時効温度において、β−Ｍｇ_５Ａｌ_６相は溶解可能であり、適用温度が約６５から２００℃のクリティカルな範囲の外側であれば、より高いマグネシウム含有量も許容されうる。それにもかかわらず、６重量％以上のマグネシウム含有量は、合金として推奨されておらず、熱間割れに対してより敏感になる（参考文献５参照）。

本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、これまでＡＭプロセスまたは他の急速凝固製造プロセス用に提案されておらず、以前にも使用されていなかった。マグネシウムの除去、または、マグネシウム含有量の実質的削減により、本願発明は蒸発のリスクおよび高多孔質生成の問題を効果的に下げることができる。アルミニウム合金へのマンガンの導入は、ＡＭプロセスまたは他の急速凝固製造プロセス中の既存の腐食または蒸発問題を有しない。製造プロセスから導出される高い冷却速度のおかげで、大量のマンガンおよびスカンジウムの使用は、非常に改良された溶解性により可能となる。本願発明の合金内のマンガンは、固溶体強化において主要な役割を果たし、一方スカンジウムは、合金を有意に強化し、かつ、高い温度まで改善した機械的特性を維持することを可能にする熱後処理の後に、熱的に安定なL1₂構造のナノサイズ沈殿を形成する。留意すべきは、マンガンは、重量％で比較すると、マグネシウムより高い固溶体強化効果を有することである（参考文献６参照）。エイジング処理中のナノサイズのＡｌ_３Ｓｃ沈殿の大きな体積のフラクションの形成および分解は、本願発明の合金を顕著に強化しうる。Ａｌ_３Ｓｃ沈殿は、面心立方構造を有し、極端に小さい格子不整合およびアルミニウムマトリクスとの高いコヒーレンシーを維持し、および、スカンジウムの相対拡散速度は、高温での沈殿の結晶粒粗大化を妨げる。Ａｌ_３Ｓｃ沈殿の高い不整合ひずみおよび逆位相境界エネルギーは、粒界をピンニングしかつ転移移動を禁止することによって、本願発明の合金の高強度に寄与する。本願発明の合金はまた、ＡＭプロセスまたは他の急速凝固プロセス後に、優れた腐食耐性、溶接性、熱安定性、および、機械的特性を示すことが見いだされた。

本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金の特性は、本願発明の合金に、他の置換または相補的な合金元素を導入することによりさらに改善可能である。例えば、シリコン、亜鉛、マグネシウム、銅、ニッケル、コバルト、鉄、銀、クロム、リチウム、バナジウム、チタン、カルシウム、タンタル、ジルコニウム、ハフニウム、イットリウム、イッテルビウム、およびエルビウムの少なくともひとつが、本願発明の合金に添加されてよい。これらの元素の一つ以上によって提供される利点は、（ｉ）固溶体強化、（ｉｉ）粒微細化効果、（ｉｉｉ）粒構造制御、（ｉｖ）さらなる分散強化または沈殿強化、または（ｖ）これらの効果の組み合わせである。典型的に、上記合金元素の含有量は、個別に４重量％未満、合計で最大１５重量％である。

付加的に、エンジニアリングおよびアプリケーション要求に応じて、クロム、バナジウム、チタン、タンタル、ジルコニウム、ハフニウム、およびイットリウムの少なくともひとつを含む合金元素が、改良された高い温度安定性のために、本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金内にさらに添加されてもよい。これらの合金元素は、アルミニウム中で、例外的に低い拡散係数を有する。したがって、低い拡散速度および高い粒子粗大化耐性が高温で期待される。これらの合金元素はまた、高温に晒している間の粒子粗大化からＡｌ_３Ｓｃ沈殿を補強することができる保護シェルを形成するべく、Ａｌ_３Ｓｃ沈殿を包囲しかつ隔離する高い傾向を有する。典型的に、上記合金元素の含有量もまた、個別で４重量％未満、かつ、合計で最大１５重量％でなければならない。

本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、機械的デバイスコンポーネントの製造用に使用可能であり、また、インサイチュまたはエクスサイチュ反応のいずれかを通じて、金属または非金属材料の複合混和剤を製造するためのベース材料として使用されてよい。開始材料として、本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金からの製作コンポーネントに加え、本願発明の合金は、粉末、ワイヤおよび他の製造目的用の他の形式の半完成品として作成可能である。

開始原材料を溶解させるために、レーザ、電子ビームソース、プラズマ、および電気アークソースなどの任意の可能なエネルギーソースまたはそれらの組み合わせが使用可能であり、または、適切な化学反応、あるいは急速凝固技術に関連する導電または誘導プロセスが使用可能である。製造プロセス中の冷却速度は、製作コンポーネントの特性を維持するために、主要な元素に対して過飽和固溶液を達成するようなものでなければならない。製造プロセスチェーン内の好適な冷却速度は、１００Ｋ／ｓ以上である。プロセス中の冷却特性は、ＡＭ技術のような製造プロセス自身から、または水、液体窒素あるいは他の適切な冷却媒体を使うような他の二次的プロセスから、直接的に与えられる。

ＡＭプロセスまたは他の急速凝固プロセスによって製造される製造コンポーネント内で生成される残留応力を開放し、かつ、最適な特性を達成するために、熱後処理が通常要求される。本願発明は、本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金を使って、ＡＭプロセスによって製造されたコンポーネントが、好適には、単一の熱処理プロセスにおいて、０．１０時間から１００時間の間の累積時間の間に、２００℃と５００℃との間の温度範囲で、加熱処理にさられるところのＳＬＭの後の熱後処理を有する。しかし、類似の温度補正時間、複数ステップ処理または特別環境下での処理を有する熱処理もまた適用可能である。これは、適当な圧力下での熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）を含みうる。分離溶液処理をしない単純な直接時効処理が最も好適であり、これは、他の時効硬化システムと異なる他のポイントである。熱処理の後、後続の冷却および冷却制御に適用される必要な制限はなく、冷却は遅い炉冷却から急速な水焼き入れ冷却までの範囲であってよい。ＡＭ製造プロセス中の高い冷却速度のために生成される残留応力は、熱処理によって効果的に開放されうる。また、高い冷却速度から生じる過飽和固溶体の分解は、ナノサイズ粒子または他の分散の大きな体積のフラクションの沈殿を生成し、それにより、ＡＭプロセスによって製造されたコンポーネントの機械的特性が改善される。

ＡＭ製造プロセスに対して、本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金を使って、他のいくつかの有益な制御態様が好ましい。例えば、適切な冷却速度およびより良い加工性を維持するためにＡＭ技術におけるパラメータ（例えば、レーザタイプ、レーザパラメータ、スキャンストラテジ、基板温度等）を注意深く調節し、酸素から製作部品を保護するための保護ガス環境を使用し、ＡＭプロセス中のいわゆるスモークまたはスパッタ発生を除去することによって、またはＡＭ技術および他の急速凝固技術に対する任意の他の制御が製品特性をさらに改善するために期待される。

＜参照文献＞
1. Forbord B, Hallem H, Ryum N, Marthinsen Kによる: “Precipitation and recrystallisationin Al-Mn-Zr with and without Sc”と題する論文, Materials Science and engineering A (2004), 387-389, 936-939
2. Forbord B, Hallem H, Royset J, Marthinsen Kによる: “Thermal stability of Al3(Scx,Zr1-x)-dispersoids in extruded aluminium alloys”と題する論文, Materials Science and engineering A (2008), 475, 241-248
3. Forbord B, Auran L, Lefebvre W, Hallem H, Marthinsen Kによる: “Rapid precipitation of dispersoids during extrusion of an Al-0.91wt.% Mn-0.13 wt.% Zr-0.17 wt.% Sc-alloy”と題する論文, Materials Science and engineering A (2006), 424, 174-180
4. Rowe. Jによる “Advanced materials in automotive engineering”と題する論文、Woodhead Publishing Limited, UK, ISBN 978-1-84569-561-3. Bloeck. M, Chapter 5 “Aluminium sheet for automotive applications”, 92-93
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6. J. R. Davisによる “Alloying: Understanding the Basics”と題する論文. ASM International Publishing, 2001, USA, ISBN978-0-87170-744-4. Chapter 16, “Aluminium and Aluminium alloys”, p.368

実施例１で製造された第１および第２のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金のサンプルの性能が添付する図１および２に例示されており、実施例２に従うサンプルの性能が図３および４に示されている。

図１は、第２のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金のサンプル内の圧入硬度を示すＢＳＥ画像である。図２は、第１および第２のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金の各々に対するエイジング時間とともに、硬度の発展を示すプロット図である。図３は、ＡＳＴＭＥ８Ｍに従う、引張サンプルジオメトリの略示図である。図４は、ＳＬＭ製作によって製造される非加熱処理サンプルおよび加熱処理サンプルのエンジニアリング応力／ひずみ曲線を示す。

＜実施例１＞
ＡＭプロセスによる本願発明に従うＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金のコンポーネントの製造は、２つの合金組成物を使ってシミュレーションされた。第１のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、Al-4.18Mn-2Mg-0.9Sc-0.18Zr（重量％）の組成を有し、第２のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金はAl-3Mn-1.5Mg-1Sc-0.05Zr（重量％）の組成を有する。これらの合金は、８００℃の抵抗加熱炉内で、組成物Al-60Mn、Al-50Mg、Al-2ScおよびAl-10Zr（すべて重量％）のマスター合金を溶融し、その連続溶融体を鋳造し、約１０^３Ｋ／ｓの凝固冷却速度で鋳造体を冷却することによって製造された。鋳造合金は、５ｍｍ厚のサンプルに切断され、サンプルはその後同じ表面粗さを維持するよう紙ヤスリを使って研磨された。

そのように製造されたサンプルは、レーザスキャン用の商業的に入手可能なEOSINT M280 SLMマシンの基板上に配置された。１８ｍｍごとに約３ｍｍの走査領域を生じさせつつ、付加的な粉末なしで平行隣接溶融プールを生成するべく、全部で３０回のレーザスキャンが研磨サンプル表面に対して実行された。レーザスキャンプロセスは、３７０Ｗのレーザ出力、５００ｍｍ／ｓの走査速度、０．１ｍｍのスポットサイズ、および０．１ｍｍのハッチ距離で実行された。レーザスキャン後、サンプルは、１６８時間以下のさまざまな時間の間、３００℃の塩浴内でエイジング処理された。その後サンプルは、低速のこぎりを使って切断され、続く調査のために、断面の溶融プールを暴露するようにマウントされた。製造観測およびマイクロ硬度試験用のサンプルは、標準的な金属組織学サンプル準備法に従って準備された。ヴィッカース硬度は、１０秒間０．５Ｋｇ負荷によって、Duramin A300硬度テスターを使って溶融プールの断面領域内で測定された。断面領域の後方散乱電子顕微鏡写真は、JEOL 7001 FEGの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって得られた。以下の特性が得られた。
ａ）１０時間の間３００℃でのエイジング処理の後、第１合金Al-4.18Mn-2Mg-0.9Sc-0.18Zrが達成した最大硬度は、186.3±2 HV0.5であった。
ｂ）２４時間の間３００℃でのエイジング処理の後、第２合金Al-3Mn-1.5Mg-1Sc-0.05Zrが達成した最大硬度は、170.6±2 HV0.5であった。

＜実施例２＞
Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc 0.74Zrの重量％組成を有するガス噴霧粉末からのＳＬＭ製作によって、プリズム形のサンプルが製造された。サンプルは、３７０Ｗのレーザ出力、１０００ｍｍ／ｓの走査速度、０．１ｍｍのハッチ距離、および３０μｍの層厚で、商業的に入手可能なEOSINT M290 SLM マシンによって製造された。サンプルは、６０６１アルミニウム合金基板上に構築され、そこから放電加工機（ＥＤＭ）切断によって除去された。いくつかのサンプルは、５時間の間、３００±２℃で塩浴熱処理され、熱処理ありと無しのすべてのサンプルは、その後ASTM E8Mに従い、図３に示すジオメトリの引張サンプルに加工された。引っ張り試験は、０．４８ｍｍ／分の一定のクロスヘッド移動速度で100 kN Instron 5500R/4505ねじ駆動マシンを使って実行された。得られた引張エンジニアリング応力／ひずみ曲線は図４に示され、他の特性は以下のようであった。
１）ＳＬＭ製作サンプルとして非熱処理の引っ張り特性
降伏強度＝４２７ＭＰａ、最大引張強度＝４５３ＭＰａ、伸長率＝１２．０％
２）５時間の間３００±２℃で熱処理後のＳＬＭ製作サンプルの引っ張り特性
降伏強度＝５７７ＭＰａ、最大引張強度＝５８８ＭＰａ、伸長率＝１１．３％

図１は、後方散乱電子顕微鏡（ＢＳＥ）画像における、金属組織解析準備によって暴露された、第２のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金のサンプル切断面を示す。画像の下側領域は、第２合金の鋳造のマイクロ構造を示し、上側領域はレーザスキャンによる合金の再溶融によって生成された急速凝固された溶融プールのマイクロ構造を示す。図示するように、硬度測定は、上部の再溶融領域において実行された。図１は、レーザ再溶融された溶融プールから生じる上部領域が、最初の鋳造領域と比較して、白色のニードルまたはロッド形状のプライマリＡｌ_６ＭｎまたはＡｌ_３Ｓｃタイプの沈殿が観測されない点で異なることを明確に示している。これにより、マンガンおよびスカンジウムは、非常に高速な冷却レーザ再溶融プロセスの後にアルミニウムマトリクス内にうまくトラップされ、かつ、過飽和状態が達成されたことを明確に示す。

図２において、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、硬度値が１７０〜１８６ＨＶ_０．５の範囲に達しているので、非常に有望な結果を示している、これらの特性は、高強度な７ｘｘｘシリーズ合金に類似しているが、熱安定性は、３００℃で１６８時間後でも高い硬度レベルが維持されたので、非常に改善されている。レーザ処理されたアルミニウム合金、または鋳造合金は、特にＡＭ技術用に現在広く使用されているアルミニウム合金と比べて、このような特性を通常は達成することができない。アルミニウム合金の通常の時効硬化は、３００℃に数分間暴露してオーバーエイジおよびソフトにすることから始める。また、本願発明の実施例によって示される結果は、より高い冷却速度およびＡＭプロセスの他の利点によってさらに改善されうることを示している。要するに、本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、非常に有望な特性および、ＡＭプロセスまたは他の急速凝固製造プロセスによって作成される広範囲の構造、工業、エンジニアリング、航空および輸送コンポーネントのアプリケーションに対して大きな潜在性を示す。

図３は、図４の応力／ひずみ曲線が導出されるところの、適切に製造された引張サンプルを示す。熱処理されたサンプルに対する顕著に強化された５７７ＭＰａの降伏強度は本願発明の合金に対する潜在性を際だたせるが、製作された（熱処理なし）サンプル自体の４２７ＭＰａの降伏強度も優れている。対照的に、熱処理されたSCALMALLOY（商標）に引用される最も好適な降伏強度は、４５９から４７９ＭＰａの範囲内にあると思われている（www.citim.de/en/metal-additive-manufacturingを参照）。

実施例１および２、ならびに、図１から４に示す結果は、本願発明の合金に関する多くの重要な点を強調している。合金は、ジルコニウムなどの他の添加元素とともに、スカンジウムおよびマンガンの両方に対して上述した遅い拡散速度から利益を得ている。これらの遅い速度は、熱安定なナノサイズ沈殿質または分散質の沈殿による沈殿効果を経験するべく熱サイクルによる高い冷却速度の後、合金の能力を促進する。マンガンに関して、１５重量％以上のマンガン添加レベルで生じやすい不所望な沈殿粒粗大化なしで、２．０１重量％の有効下限から、１５．０重量％の比較的高い上限以下が可能である。

合金はまた、他の沈殿硬化アルミニウム合金に対して要求される複雑な熱処理レジームのような溶体化処理の要求なしで、単純な熱処理に基づいて達成可能な強化された特性発展によって特徴づけられる。好適に単一ステージ操作のみに関連する単純な熱処理は、応力開放工程および沈殿硬化熱処理として効果が二倍になる。ＳＬＭに基づくような、ＡＭ急速凝固プロセスの使用の場合において、プロセスによって製造される生成コンポーネントが、それが構築されるビルドプラットフォームから切断される前または後に、熱処理が実行可能である。

本願発明の合金はＳＬＭなどのＡＭプロセスおよび他の急速凝固プロセスにおける使用に非常に適しているが、実施例１並びに図１および２は、代替的な急速凝固プロセスで使用するための合金の安定性を示している。具体的に、任意の範囲の鋳造プロセスなどの、減算的製造プロセスによって作成されるコンポーネントに関して、コンポーネントは、コンポーネントの表面の走査領域の溶融を達成するべく、レーザまたは電子ビームなどのエネルギーソースによってスキャンされてよく、この後、コンポーネントのボディはスキャンされた表面領域の合金の特性を強化するべく急速凝固まで昇温させるヒートシンクを与える。これは、コンポーネントの部品および／または堆積表面材料として本願発明のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金を使用するコンポーネントのレーザクラッドまたはリペアなどの表面処理を含む。

国際公開ＷＯ２００８／１２５０９２号公報ドイツ国特許第１０２００７０１８１２３号公報

Forbord B, Hallem H, Ryum N, Marthinsen Kによる: "Precipitation and recrystallisationin Al-Mn-Zr with and without Sc"と題する論文, Materials Science and engineering A (2004), 387-389, 936-939 Forbord B, Hallem H, Royset J, Marthinsen Kによる: "Thermal stability of Al3(Scx,Zr1-x)-dispersoids in extruded aluminium alloys"と題する論文, Materials Science and engineering A (2008), 475, 241-248 Forbord B, Auran L, Lefebvre W, Hallem H, Marthinsen Kによる: "Rapid precipitation of dispersoids during extrusion of an Al-0.91wt.% Mn-0.13 wt.% Zr-0.17 wt.% Sc-alloy"と題する論文, Materials Science and engineering A (2006), 424, 174-180 Rowe. Jによる "Advanced materials in automotive engineering"と題する論文、Woodhead Publishing Limited, UK, ISBN 978-1-84569-561-3. Bloeck. M, Chapter 5 "Aluminium sheet for automotive applications", 92-93 Li RD, Wang MB, Yuan TC, Song Bo, Chen C, Zhou KC, Cao Pによる: "Selective laser melting of a novel Sc and Zr modified Al-6.2 Mg alloy: Processing, microstructure, and properties"と題する論文, Powder Technology 319 (2017) 117-128 J. R. Davisによる "Alloying: Understanding the Basics"と題する論文. ASM International Publishing, 2001, USA, ISBN978-0-87170-744-4. Chapter 16, "Aluminium and Aluminium alloys", p.368

Claims

Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金であって、前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、２．０１重量％から１５．０重量％のマンガンと、０．３重量％から２．０重量％のスカンジウムと、微量合金元素以外のバランスと、アルミニウムの偶発的不純物を備える、ことを特徴とするＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記合金は、６．０重量％以下のマグネシウム、４．０重量％以下のジルコニウム、およびアルミニウム、マンガン、スカンジウム、マグネシウムおよびジルコニウムのいずれかの元素と置換可能かまたは相補的な他の元素を含むさらなる合金構成要素、ならびに、前記さらなる合金構成要素の二つ以上の組み合わせを有する、ことを特徴とする請求項１に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記合金は、上限が６．０重量％のマグネシウム、および、上限が４．０重量％のジルコニウムの少なくともひとつを含む、ことを特徴とする請求項２に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記マンガンのレベルは、２．５重量％から８重量％である、ことを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記マンガンのレベルは、３重量％と５重量％との間である、ことを特徴とする請求項４に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記スカンジウムのレベルは、０．４重量％から１．５重量％である、ことを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記スカンジウムのレベルは、０．６重量％から１．２重量％である、ことを特徴とする請求項６に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記合金は、積層造形プロセスによる製造コンポーネントでの使用に適したグレードの粉末形式を有する、ことを特徴とする請求項１から７のいずれか一項に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記合金は付加的に、シリコン、亜鉛、マグネシウム、銅、ニッケル、コバルト、鉄、銀、クロム、リチウム、バナジウム、チタン、カルシウム、タンタル、ジルコニウム、ハフニウム、イットリウム、イッテルビウムおよびエルビウムから選択される少なくともひとつの他の置換可能、または相補的な合金元素を含み、その量は、（ｉ）固溶体強化、（ｉｉ）粒度微細化、（ｉｉｉ）粒度構造制御、および（ｉｖ）さらなる分散強化または沈殿強化、の少なくともひとつを与えるのに十分なものであり、前記量は、個別で４重量％未満、全体で最大１５重量％である、ことを特徴とする請求項１から８のいずれか一項に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
前記合金は付加的に、クロム、バナジウム、チタン、タンタル、ジルコニウム、ハフニウム、およびイットリウムから選択された少なくともひとつの他の合金元素を含み、その量は、改善された高温安定性を与えるものであり、個別に４重量％未満、全体で最大１５重量％である、ことを特徴とする請求項１から９のいずれか一項に記載のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金。
アルミニウム系合金のコンポーネントを製造する方法であって、前記方法は、ＡＭプロセス、または前記アルミニウム系合金を溶融しその後急速に凝固させることによりコンポーネントを製造する他の急速凝固プロセスを使用し、前記アルミニウム系合金は、２．０１重量％から１５重量％のマンガン、０．３重量％から２．０重量％のスカンジウム、微量合金元素以外のバランスおよびアルミニウムの偶発的不純物を有するＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金を含む、ことを特徴とする方法。
前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系合金は、請求項２から１０のいずれか一項に記載の合金である、ことを特徴とする請求項１１に記載の方法。
前記コンポーネントは、前記ＡＭプロセスまたは他の急速凝固プロセスから回復後に、時効硬化にさらされる、ことを特徴とする請求項１１または１２に記載の方法。
前記製造プロセス中の前記冷却速度は、製作されたコンポーネントの特性を維持するために、前記主要な元素に対する過飽和固溶体を達成するようなものである、ことを特徴とする請求項１１から１３のいずれか一項に記載の方法。
前記製造プロセスチェーン中の前記冷却速度は、１００Ｋ／ｓを超えており、それは、ＡＭ技術において、または、水、液体窒素または他の任意の適切な冷却媒体を使った同様の他の補助的プロセスから、前記プロセス中に前記製造プロセス自体から直接的に達成可能である、ことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
０．１０時間と１００時間との間の累積時間の間に２００℃と５００℃との間の温度範囲で、単一の加熱処理プロセスで、前記コンポーネントを加熱にさらすことにより、前記ＡＭプロセス、または他の急速凝固プロセスによって製造された前記コンポーネントの熱後処理を行うことをさらに備える、請求項１１から１５のいずれか一項に記載の方法。
請求項１１から１６のいずれか一項に記載の方法によって製造されたＡｌ−Ｍｎ−Ｓｃ系コンポーネント。