JP2021531398A - アルミニウム合金からなる部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、互いに重ねられた連続する固体金属層（２０１．．．２０ｎ）の形成を含む部品（２０）の製造方法に関し、各層が、デジタルモデル（Ｍ）に基づいて画定されるパターンを描き、各層が、フィラーメタルと呼ばれる金属（２５）の堆積により形成され、フィラーメタルがエネルギー供給を受けて溶融を開始し、凝固しながら上記の層を構成し、フィラーメタルが粉末（２５）の形状を呈し、この粉末がエネルギービーム（３２）に露光される結果、溶融し、次いで凝固して固体層（２０１．．．２０ｎ）を形成し、この方法は、フィラーメタル（２５）が、下記の合金元素すなわち：重量分率１〜６％、好ましくは１〜５％、より好ましくは２〜４％のＮｉと；重量分率１〜７％、好ましくは１〜６％、より好ましくは２〜５％のＭｎと；重量分率０．５％〜４％、好ましくは１〜３％のＺｒと；重量分率１％以下、好ましくは０．０５〜０．５％、より好ましくは０．１〜０．３％のＦｅと、重量分率１％以下、好ましくは０．５％以下のＳｉとを少なくとも含む、アルミニウム合金であることを特徴とする。本発明は、同様に、この方法により得られる部品に関する。本発明による積層造形法で使用される合金によって、すぐれた特徴を有する部品が得られる。【選択図】図１

Description

本発明の技術分野は、積層造形（ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎ ａｄｄｉｔｉｖｅ：アディティブ・マニュファクチャリング）技術を用いたアルミニウム合金からなる部品の製造方法である。

積層造形技術は８０年代以降に発展した。この技術は、材料の積層により部品を所定の形状にすることからなり、これは、材料を除去することをめざす加工技術とは逆の技術である。以前は、積層造形はプロトタイプの作製にとどまっていたが、今では実用に供しうるものとなり、金属部品を含めて様々な工業製品が量産されている。

「積層造形」という用語は、非特許文献１によれば、「デジタルオブジェクトに基づいて物理的なオブジェクトを材料の積層により１層ずつ製造可能な方法の集合」として定義されている。非特許文献２も同様に積層造形を定義している。非特許文献３でも様々な積層造形方式が同じく定義かつ規定されている。特許文献１には、低空隙率のアルミニウム部品を製造するために積層造形を使用することが記載されている。連続層の付与は、いわゆる溶加材を付与し、次いでレーザビーム、電子ビーム、プラズマトーチまたは電気アークタイプの熱源を用いて上記溶加材を溶融または焼結することにより一般に実施される。適用される積層造形方式に関係なく、積層される各層の厚さは約数十ミクロンまたは数百ミクロンである。

積層造形手段は、粉末の形状を呈する溶加材の溶融または焼結である。これは、エネルギービームによる溶融または焼結に関するものとすることができる。

特に、選択的レーザ焼結（ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＳＬＳ）または直接金属レーザ焼結（ｄｉｒｅｃｔ ｍｅｔａｌ ｌａｓｅｒ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＤＭＬＳ）が知られており、金属または金属合金の粉末層が製造部品に付与され、この粉末層が、レーザビームからの熱エネルギーによりデジタルモデルに従って選択的に焼結される。別のタイプの金属形成法は、選択的レーザ溶融（ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ，ＳＬＭ）または電子ビーム溶融（ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂｅａｍ ｍｅｌｔｉｎｇ，ＥＢＭ）を含み、配向されたレーザまたは電子ビームにより供給される熱エネルギーを使用して、金属粉末を（焼結する代わりに）選択的に溶かし、金属粉末の冷却凝固につれて金属粉末が溶融するようにされる。

同様に、レーザ溶融堆積（ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＬＭＤ）が知られており、粉末は噴射されると同時にレーザビームで溶融される。

特許文献２は、機械的強度が高いアルミニウムを製造するための方法を記載しており、この方法は、１つまたは複数のほぼ所望の粉体サイズおよびおおよその形態を有する微粒化されたアルミニウム粉末の調製と、積層造形により製品を形成するための粉末の焼結と、溶体化処理と、焼入れと、積層状に造形されたアルミニウムの焼戻しとを含む。

特許文献３は、分散強化アルミニウム合金金属の形成方法を開示しており、この方法は、分散強化ミクロ組織を得られるアルミニウム合金組成物を粉末の形態で得る工程と、合金の組成を有する粉末の一部に低密度エネルギーのレーザビームを配向する工程と、粉末状の合金組成物の上記の部分からレーザビームを除去する工程と、粉末状の合金組成物の上記部分を毎秒約１０^６℃以上の速度で冷却する工程とを含んで、それにより分散強化アルミニウム金属合金を形成している。この方法は、化学式：Ａｌ_ｃｏｍｐＦｅ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃによる組成を有する合金に特に適している。ここで、Ｘは、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、ＮｂおよびＴａからなる群から選択された少なくとも１つの元素を示し、≪ａ≫は、２．０〜７．５原子％、≪ｂ≫は、０．５〜３．０原子％、≪ｃ≫は、０．０５〜３．５原子％であって、残部はアルミニウムと偶発的な不純物とであるが、ただし［Ｆｅ＋Ｓｉ］／Ｓｉ比が約２．０：１〜５．０：１の範囲にあることを条件とする。

特許文献４は、アルミニウム、ケイ素、鉄および／またはニッケルを含み、高温性能にすぐれた軽量かつ高強度の合金の製造方法を開示している。

特許文献５は、８７〜９９重量％のアルミニウムおよびケイ素と、０．２５〜０．４重量％の銅と、０．１５〜０．３５重量％の、Ｍｇ、ＮｉおよびＴｉのうちの少なくとも２つの元素の組み合わせとを含む鋳造合金を記載している。この鋳造合金は、不活性ガスにより噴霧されて粉末を形成するように構成され、この粉末は、レーザ積層造形のオブジェクトを形成するために使用され、その後、オブジェクトは焼戻し処理される。

非特許文献４は、重量％でＡｌ−８．５Ｆｅ−１．３Ｖ−１．７Ｓｉ組成の耐熱コンポーネントの、ＳＬＭによる製造を記載している。

非特許文献５は、ＥＢＭにより得られた、上記の論文と同じ合金の様々な部品を記載している。

ＳＬＭを適用するために高強度のアルミニウム合金の需要はますます高まっている。４×××合金（主にＡｌ１０ＳｉＭｇ、Ａｌ７ＳｉＭｇおよびＡｌ１２Ｓｉ）は、ＳＬＭを適用するのに最も適したアルミニウム合金である。これらのアルミニウム合金は、ＳＬＭ法に対する適性が非常に高いが、しかし、その機械的な特性は限られている。

ＡＰＷｏｒｋｓにより開発されたＳｃａｌｍａｌｌｏｙ（登録商標）（特許文献６）は、室温で良好な機械特性を提供する（製造後、３２５℃で４時間、熱処理が行われる）。しかしながら、この解決方法は、スカンジウムの含有量が多いこと（〜０．７％Ｓｃ）と、特殊なアトマイジングプロセスが必要なことから粉末の形態でのコストが高い。この解決方法は同様に、たとえば１５０℃を超える高温では機械特性が低品質である。

国際公開第２０１５／００６４４７号 国際公開第２０１６／２０９６５２号 欧州特許出願公開第２７９６２２９号明細書 米国特許出願公開第２０１７／０２１１１６８号明細書 欧州特許出願公開第３０２６１３５号明細書 独国特許出願公開第１０２００７０１８１２３号明細書

フランス規格ＸＰ Ｅ６７−００１ 規格ＡＳＴＭ Ｆ２７９２（２０１２年１月） 規格ＩＳＯ／ＡＳＴＭ１７２９６−１ 《Ｃｈａｒａｃｔｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ ｈｅａｔ ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ ｆａｂｒｉｃａｔｅｄ ｂｙ ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ》， Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ、Ｖｏｌ３０，Ｎｏ．１０，Ｍａｙ ２８，２０１５ 《Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂｅａｍ ｍｅｌｔｉｎｇ》，Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ＆Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ６５９（２０１６）２０７−２１４

積層造形により得られるアルミニウム部品の機械特性は、フィラーメタル（ｍｅｔａｌ ｄ’ａｐｐｏｒｔ）を形成する合金、より詳しくはその組成と、積層造形法の様々なパラメータと、適用される熱処理とに依存する。発明者らは、積層造形法で用いられる合金組成物によって、すぐれた特徴を有する部品を得られることを明らかにした。特に、本発明により得られる部品は、従来技術（特に８００９合金）に比べて、とりわけ高温硬度の観点から（たとえば４００℃で１時間後）数々の特徴が改善される。

本発明の第１の目的は、互いに重ねられた連続する固体金属層の形成を含む部品の製造方法であって、各層が、デジタルモデルに基づいて画定されるパターンを描き、各層が、フィラーメタルと呼ばれる金属の堆積により形成され、このフィラーメタルがエネルギー供給を受けて溶融を開始し、凝固しながら上記の層を構成し、フィラーメタルが、粉末の形状を呈し、この粉末がエネルギービームに露光される結果、溶融し、次いで凝固して固体層を形成する方法にあり、この方法は、フィラーメタルが、下記の合金元素すなわち：
−重量分率１〜６％、好ましくは１〜５％、より好ましくは２〜４％のＮｉ
−重量分率１〜７％、好ましくは１〜６％、より好ましくは２〜５％のＭｎ
−重量分率０．５％〜４％、好ましくは１〜３％のＺｒ
−重量分率１％以下、好ましくは０．０５〜０．５％、より好ましくは０．１〜０．３％のＦｅ
−重量分率１％以下、好ましくは０．５％以下のＳｉ
を少なくとも含む、アルミニウム合金であることを特徴とする。

本発明による合金は：
−重量分率がそれぞれ０．０５％（すなわち５００ｐｐｍ）未満、かつ合計で０．１５％未満の不純物を同様に含むことができ、
−残部がアルミニウムである
点に注目できる。

好ましくは、本発明による合金は、重量分率が少なくとも８０％、より好ましくは少なくとも８５％のアルミニウムを含む。

Ｚｒの一部は、ＳＬＭ法の際に固溶体で保持可能であるので、製造後の熱処理の際に、たとえばＡｌ３Ｚｒタイプのナノメートル分散質の形成により、たとえば４００℃で付加的な硬化が可能になる点に注目できる。

粉末の溶融は部分的であっても全体であってもよい。好ましくは５０〜１００％、より好ましくは８０〜１００％の露光粉末が溶融する。

任意選択として、合金は、重量分率０〜８％、好ましくは０〜６％、より好ましくは０．５〜６％、さらに好ましくは１〜５％のＣｕを同様に含むことができる。理論に関連付けて考えるわけではないが、ＣｕはＳＬＭ法の際に割れやすさを低減するように思われる。

任意選択として、合金は、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｖ、Ｃｏおよび／またはミッシュメタルの中から選択されて、重量分率がそれぞれ５％以下、好ましくは３％以下、かつ合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下の、少なくとも１つの元素を同様に含むことができる。しかし、１つの実施形態ではＳｃの添加は回避され、その場合、Ｓｃの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。別の実施形態では、Ｌａの量は、重量分率３％以下である。好ましくはＬａの添加が回避され、その場合、Ｌａの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。

これらの元素によって分散質が形成され、あるいは微細な金属間相が形成され、得られる材料の硬度を高めることができる。

任意選択として、合金は、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂ、Ｉｎおよび／またはＳｎの中から選択されて、重量分率がそれぞれ１％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは７００ｐｐｍ以下、かつ合計で２％以下、好ましくは１％以下の、少なくとも１つの元素を同様に含むことができる。しかし、１つの実施形態ではＢｉの添加が回避され、その場合、Ｂｉの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。

任意選択として、合金は、重量分率０．０６〜１％のＡｇ、重量分率０．０６〜１％のＬｉ、および／または、重量分率０．０６〜１％のＺｎの中から選択された少なくとも１つの元素を同様に含むことができる。これらの元素は、析出硬化によって、あるいは固溶体の特性に影響することによって材料の強度に働きかけることができる。

任意選択として、合金は、重量分率が最低０．０６％で最大０．５％のＭｇを同様に含むことができる。しかし、Ｍｇの添加は推奨されず、Ｍｇの含有量は０．０５重量％の不純物の値未満に保持されることが好ましい。

任意選択として、合金は、粒子を微細化して粗大柱状ミクロ組織を回避するための少なくとも１つの元素、たとえばＡｌＴｉＣまたはＡｌＴｉＢ２（たとえばＡＴ５ＢまたはＡＴ３Ｂの形態をとる）を、それぞれ５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下、さらに好ましくは１２ｋｇ／トン以下の量、かつ合計で５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下の量で、同様に含むことができる。

１つの実施形態によれば、この方法は、層の形成後：
−焼入れと焼戻しを伴う溶体化処理、または
−一般に最低１００℃で最大５５０℃の温度における熱処理
−および／または熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）
を含むことができる。

熱処理によって、特に、様々な残留応力および／または付加的な析出硬化相の規模を決定することができる。

ＨＩＰ処理によって、特に、延伸特性および老化特性を改善可能である。熱間等方圧加圧は熱処理の前、後または、熱処理の代わりに実施可能である。

有利には、熱間等方圧加圧は、温度２５０℃〜５５０℃、好ましくは３００℃〜４５０℃、圧力５００〜３０００バールで０．５〜１０時間にわたって実施される。

熱処理および／または熱間等方圧加圧によって、得られる製品の硬度を特に高めることができる。

構造的に硬化される合金に適した別の実施形態によれば、溶体化処理に続いて、形成された部品の焼入れと焼き戻しおよび／または熱間等方圧加圧を実施することができる。この場合、有利には溶体化処理の代わりに熱間等方圧加圧を実施してもよい。しかし、本発明による方法が有利であり、その理由は、焼入れを伴う溶体化処理をしなくてすむことが望ましいからである。溶体化処理は、事例によっては、分散質または微細な金属間位相の粗大化に関与し、機械強度に悪影響を及ぼすことがある。

１つの実施形態によれば、本発明による方法は、任意選択として、加工処理、および／または化学的、電気化学的もしくは機械的な表面処理、および／またはトリボフィニションをさらに含む。これらの処理については、粗さを減らし、および／または耐食性を改善し、および／または疲労割れの開始に対する強度を高めるために特に実施可能である。

任意選択として、たとえば積層造形の後および／または熱処理の前に、部品を機械的に変形させることができる。

本発明の第２の目的は、本発明の第１の目的による方法により得られる金属部品である。

本発明の第３の目的は、
−重量分率１〜６％、好ましくは１〜５％、より好ましくは２〜４％のＮｉ
−重量分率１〜７％、好ましくは１〜６％、より好ましくは２〜５％のＭｎ
−重量分率０．５％〜４％、好ましくは１〜３％のＺｒ
−重量分率１％以下、好ましくは０．０５〜０．５％、より好ましくは０．１〜０．３％のＦｅ
−重量分率１％以下、好ましくは０．５％以下のＳｉ
による合金元素を少なくとも含む、アルミニウム合金を含有する粉末、好ましくは前記アルミニウム合金からなる粉末にある。

本発明による合金は、
−重量分率がそれぞれ０．０５％（すなわち５００ｐｐｍ）未満、かつ合計で０．１５％未満の不純物を同様に含むことができ、
−残部がアルミニウムである
点に注目できる。

本発明による粉末のアルミニウム合金は同様に以下を含むことができる。

任意選択として、重量分率０〜８％、好ましくは０〜６％、より好ましくは０．５〜６％、さらに好ましくは１〜５％のＣｕ、および／または

任意選択として、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｖ、Ｃｏおよび／またはミッシュメタルの中から選択されて、重量分率がそれぞれ５％以下、好ましくは３％以下、かつ合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下の、少なくとも１つの元素。しかし、１つの実施形態ではＳｃの添加が回避され、その場合、Ｓｃの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。別の実施形態では、Ｌａの量は、重量分率３％以下である。好ましくはＬａの添加が回避され、その場合、Ｌａの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。および／または

任意選択として、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂ、Ｉｎおよび／またはＳｎの中から選択されて、重量分率がそれぞれ１％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは７００ｐｐｍ以下、かつ合計で２％以下、好ましくは１％以下の、少なくとも１つの元素。しかし、１つの実施形態ではＢｉの添加が回避され、その場合、Ｂｉの好ましい重量分率は０．０５％未満、好ましくは０．０１％未満である。および／または

任意選択として、重量分率０．０６〜１％のＡｇ、重量分率０．０６〜１％のＬｉ、および／または、重量分率０．０６〜１％のＺｎの中から選択された少なくとも１つの元素。および／または

任意選択として、重量分率が最低０．０６％で最大０．５％のＭｇ。しかし、Ｍｇの添加は推奨されず、Ｍｇの含有量は０．０５重量％の不純物の値未満に保持されることが好ましい。および／または

任意選択として、粒子を微細化して粗大柱状ミクロ組織を回避するために選択された、少なくとも１つの元素は、たとえばＡｌＴｉＣまたはＡｌＴｉＢ２（たとえばＡＴ５ＢまたはＡＴ３Ｂの形態をとる）を、それぞれ５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下、さらに好ましくは１２ｋｇ／トン以下の量、かつ合計で５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下の量である。

下図に示した限定的ではない実施例についての以下の説明を読めば、他の長所および特徴がいっそう明らかになるであろう。

ＳＬＭまたはＥＢＭタイプの積層造形法を示す図である。 レーザによる表面走査後、切断され、研磨された試料Ａｌ１０Ｓｉ、０．３Ｍｇの横断面のミクロ金属組織を再溶融層における２個のヌープ痕で示す図である。

この説明では、特に指示のない限り、
−アルミニウム合金の名称はＴｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎにより作成されたリストによる。
−化学元素の含有量は％で示し、重量分率を表す。

図１は、本発明による積層造形法が用いられる１つの実施形態を一般的に示している。この方法によれば、フィラーメタル２５は、本発明による合金粉末の形状を呈する。熱源、たとえばレーザ源または電子源３１は、エネルギービーム、たとえばレーザビームまたは電子ビーム３２を放射する。熱源は、光学系または電磁レンズ３３により溶加材に結合されるので、そのため、デジタルモデルＭに応じてビームの動きを決定することができる。エネルギービーム３２は、長手方向の面ＸＹに沿った動きに追随し、デジタルモデルＭに依存するパターンを描く。粉末２５は基板１０に堆積される。エネルギービーム３２と粉末２５との相互作用によって粉末が選択的に溶融され、その後、凝固される結果、層２０_１．．．２０_ｎが形成される。１つの層が形成されると、この層は、フィラーメタルの粉末２５により被覆され、また別の層が形成され、先に形成された層に別の層が重ねられる。１つの層を形成する粉末の厚さはたとえば１０〜１００μｍとすることができる。この積層造形法は、一般に、エネルギービームがレーザビームである場合は選択的レーザ溶融（ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ，ＳＬＭ）という名称で知られ、その場合、この方法は、大気圧下で実施されると有利である。また、エネルギービームが電子ビームである場合は電子ビーム溶融（ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂｅａｍ ｍｅｌｔｉｎｇ ＥＢＭ）という名称で知られ、その場合、この方法は、通常０．０１バール未満、好ましくは０．１ミリバール未満の低圧で実施されると有利である。

別の実施形態では、層は、選択的レーザ焼結（ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＳＬＳまたはｄｉｒｅｃｔ ｍｅｔａｌ ｌａｓｅｒ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＤＭＬＳ）により得られ、本発明による合金粉末層は、レーザビームにより供給される熱エネルギーを用いて、選択されたデジタルモデルに従って選択的に焼結される。

図１に示していないさらに別の実施形態では、粉末が噴射されると同時に一般にはレーザビームにより粉末が溶融される。この方法は、レーザ溶融堆積（ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）という名称で知られている。

他の方法、特に、指向性エネルギー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＤＥＤ）、指向性金属堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＤＭＤ）、指向性レーザ堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｏｎ，ＤＬＤ）、レーザ堆積技術（Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＬＤＴ）、レーザ金属堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｔａｌ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ，ＬＭＤ）、レーザ直接積層（Ｌａｓｅｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｉｎｇ，ＬＥＮＳ）、レーザ肉盛り技術（Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＬＣＴ）またはレーザフリーフォーム造形技術（Ｌａｓｅｒ Ｆｒｅｅｆｏｒｍ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＬＦＭＴ）という名称で知られたものを使用してもよい。

１つの実施形態では、本発明による方法は、圧延法および／または押出し法および／または注入成形法および／または鍛造法の後に任意で加工を施す従来の方法により得られた部分１０と、積層造形により得られた固体部分２０とを含むハイブリッド部品の製造に用いられる。この実施形態は、従来の方法により得られた部品の修理にも同様に適したものとすることができる。

本発明の１つの実施形態では、積層造形により得られた部品の修理のために本発明による方法を同様に使用可能である。

連続層の形成後、荒加工部品または製造されたままの未加工状態の部品を得る。

本発明による方法により得られる金属部品は、製造されたままの未加工状態での硬度が８００９基準合金の硬度よりも低いが、その一方で熱処理後の硬度は８００９基準合金の硬度よりも高いので特に有利である。そのため、本発明による合金の硬度は、８００９合金等の従来技術による合金とは違って、製造されたままの未加工状態と熱処理後の状態との間で上昇する。製造されたままの未加工状態において本発明による合金が８００９合金に比べて硬度が低いことは、ＳＬＭ法に対する適性にとって有利とみなされており、ＳＬＭ積層造形の際にもたらされる応力レベルが一段と小さく、そのために高温割れを受けにくくなる。本発明による合金の熱処理（たとえば４００℃で１時間）後の硬度が８００９合金に比べて高いことは、熱安定性をいっそう高める。熱処理は、ＳＬＭ積層造形後の熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）工程とすることができる。そのため、本発明による合金は製造されたままの未加工状態では比較的柔らかいが、熱処理後の硬度はより高くなり、そのため、使用される部品に対して機械特性が一段と向上する。

本発明により得られた金属部品は、製造されたままの未加工状態でのＨＫ０．０５ヌープ硬度が、好ましくは１１０〜２５０ＨＫ、より好ましくは１３０〜２２０ＨＫである。好ましくは、本発明により得られた金属部品のＨＫ０．０５ヌープ硬度は、最低１００℃で最大５５０℃の熱処理後および／または熱間等方圧加圧後、たとえば４００℃で１時間後、１４０〜３００ＨＫ、より好ましくは１５０〜２５０ＨＫである。ヌープ硬度の測定方法については下記の実施例で説明する。

本発明による粉末は、次の特徴の少なくとも１つを有することができる：
−平均粒径５〜１００μｍ、好ましくは５〜２５μｍ、または２０〜６０μｍ。与えられた値は、少なくとも８０％の粒子の平均粒径が特別な範囲にあることを意味している。
−球形。粉末の球形性は、たとえば粒子形状測定機を用いて決定可能である。
−良好な流動性。粉末の流動性は、たとえば規格ＡＳＴＭ Ｂ２１３または規格ＩＳＯ４４９０：２０１８によって決定可能である。規格ＩＳＯ４４９０：２０１８によれば、流れの時間は好ましくは５０秒未満である。
−好ましくは０〜５体積％、より好ましくは０〜２体積％、さらに好ましくは０〜１体積％の低空隙率。空隙率は特に電子走査顕微鏡またはヘリウム比重瓶により決定可能である（規格ＡＳＴＭ Ｂ９２３参照）。
−より大きな粒子に貼り付く小型粒子（粉末の平均粒径の１〜２０％）、いわゆるサテライト粒子が欠如しているかまたは少量（１０体積％未満、好ましくは５体積％未満）である。

本発明による粉末は、液体または固体の形態を呈する本発明による合金から従来のアトマイジングプロセスにより得られ、あるいは、代替的に、粉末は、エネルギービームに露光される前に第１の粉末を混合することにより得られ、第１の粉末の様々な組成物の平均的な組成は、本発明による合金の組成に対応する。

粉末のアトマイジングの前、および／または粉末の堆積時、および／または第１の粉末の混合時に、溶けない不溶融性粒子、たとえば酸化物またはＴｉＢ_２粒子、または炭素粒子を溶融池に添加することが同様に可能である。これらの粒子は、ミクロ組織を微細化する役割を果たすことができる。粒子がナノメートルサイズである場合、これらの粒子は、合金の硬度を高める役割を同様に果たすことができる。これらの粒子は体積分率３０％未満、好ましくは２０％未満、より好ましくは１０％未満で存在可能である。

本発明による粉末は、たとえばガスジェットアトマイジング、プラズマアトマイジング、ウォータージェットアトマイジング、超音波アトマイジング、遠心力アトマイジング、電気分解と球状化、または粉砕と球状化により得られる。

好ましくは、本発明による粉末はガスジェットアトマイジングによって得られる。ガスジェットアトマイジングプロセスは、ノズルを介して溶融金属を流し込むことによって開始される。次いで、溶融金属は窒素またはアルゴン等の不活性ガスジェットと衝突し、ごく小さい滴に霧状化され、噴霧室内に落下しながら冷却されて凝固する。その後、粉末は、容器内に回収される。ガスジェットアトマイジングプロセスは、不規則な形状の粉末を生成するウォータージェットアトマイジングとは異なり、球状を有する粉末を生成するという長所を有する。ガスジェットアトマイジングの別の長所は、特に球状の形態と粒度分布とによって粉末が高密度化されることにある。このプロセスのさらに別の長所は、粒度分布の再現性が高いことにある。

本発明による粉末は、製造後、特にその湿気を飛ばすために乾燥させることができる。粉末は、製造されてから使用するまでの間はコンディショニングして保管しておくことが同様に可能である。

本発明による粉末は、特に次の用途で使うことができる。
−選択的レーザ焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＬＳ）
−直接金属レーザ焼結（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＤＭＬＳ）
−選択的加熱焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｈｅａｔ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＨＳ）
−選択的レーザ溶融（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｌａｓｅｒ ＭｅｌｔｉｎｇまたはＳＬＭ）
−電子ビーム溶融（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂｅａｍ ｍｅｌｔｉｎｇまたはＥＢＭ）
−レーザ溶融堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｌｔｉｎｇ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）
−指向性エネルギー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＥＤ）
−指向性金属堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＭＤ）
−指向性レーザ堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌａｓｅｒ ＤｅｐｏｓｉｔｏｎまたはＤＬＤ）
−レーザ堆積技術（Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙまたはＬＤＴ）
−レーザ直接積層（Ｌａｓｅｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｎｅｔ ＳｈａｐｉｎｇまたはＬＥＮＳ）
−レーザ肉盛り技術（Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｉｎｇ ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙまたはＬＣＴ）
−レーザフリーフォーム造形技術（Ｌａｓｅｒ Ｆｒｅｅｆｏｒｍ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙまたはＬＦＭＴ）
−レーザ金属堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＬＭＤ）
−コールドスプレー圧密（Ｃｏｌｄ Ｓｐｒａｙ ＣｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎまたはＣＳＣ）
−摩擦積層造形（Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ Ｓｔｉｒ（摩擦攪拌積層造形）またはＡＦＳ）
−放電プラズマ焼結またはフラッシュ焼結（Ｆｉｅｌｄ Ａｓｓｉｓｔｅｄ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＦＡＳＴまたはｓｐａｒｋ ｐｌａｓｍａ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、あるいは
−回転摩擦溶接（Ｉｎｅｒｔｉａ Ｒｏｔａｒｙ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ Ｗｅｌｄｉｎｇ（イナーシャ式摩擦圧接）またはＩＲＦＷ）

次に本発明について下記の実施例でさらに詳しく説明する。

本発明は、上記の説明または下記実施例に記載された実施形態に制限されるものではなく、この説明に添付された請求の範囲が定義する発明の範囲内で大幅に変形させることが可能である。

本発明による合金（Ｉｎｎｏｖ１、Ｉｎｎｏｖ２およびＩｎｎｏｖ３と呼ぶ）と従来技術による８００９合金とをＩｎｄｕｔｈｅｍ ＶＣ６５０Ｖ装置を用いて銅製の金型に流し込み、高さ１３０ｍｍ、幅９５ｍｍ、厚さ５ｍｍのインゴットを得た。ＩＣＰにより得られる合金組成を、下表１に重量分率（パーセント）で示す。

上記の表１に記載した合金を高速プロトタイピング法で試験した。レーザによる表面走査のために、上記で得たインゴットから６０×２２×３ｍｍのサイズの小片状に試料を加工した。ＳＬＭ装置に小片を配置し、ＳＬＭ法で使用される代表的な方法条件に従って同じ走査方式でレーザにより表面走査を実施した。実際、このようにして、ＳＬＭ法に対する合金の適性、とりわけ表面品質、高温割れ耐性、未加工状態での硬度および熱処理後の硬度を評価できることが確認された。

レーザビーム下で、厚さ１０〜３５０μｍの溶融池に金属を溶融した。レーザ通過後、金属は、ＳＬＭ法の場合と同様に急速に冷却される。レーザ走査後、厚さ１０〜３５０μｍの表面微細層が溶融され、次いで凝固された。この層における金属の特性は、ＳＬＭにより製造された部品の中心における金属特性に近い。なぜなら、走査パラメータが適切に選択されているからである。スリーディーシステムズ（３ＤＳｙｓｔｅｍｓ）社の選択的レーザ溶融装置ＰｒｏＸ３００を用いて各試料の表面のレーザ走査を実施した。レーザ源の電力２５０Ｗ、ベクトル差６０μｍ、走査速度３００ｍｍ／ｓ、ビーム径８０μｍとした。

ヌープ硬度測定
合金にとって硬度は重要な特性である。実際、レーザによる表面走査によって再溶融される層の硬度が高いと、同じ合金で製造される部品の破壊限界が潜在的に上がる。

再溶融層の硬度を評価するために、上記で得られた小片をレーザパスの方向に対して垂直な面で切断し、その後研磨した。研磨後、再溶融層で硬度測定を実施した。硬度測定は、Ｄｕｒａｓｃａｎ ｄｅ Ｓｔｒｕｅｒｓ社モデルの器具を用いて室温で実施された。圧痕と試料の縁との間の距離を十分に保つために、再溶融層の面に平行に配置された圧痕の長手の対角線による５０ｇヌープ硬度方法を選択した。再溶融層の厚さの中ほどに１５個の圧痕を配置した。図２は、硬度測定の１例を示している。参照符号１は再溶融層に対応し、参照符号２はヌープ硬度の圧痕に対応する。

（未加工状態での）レーザ処理後、４００℃で各時間（１時間、４時間および１０時間）にわたって追加熱処理をした後で、５０ｇの荷重を用いたヌープスケールにより室温で硬度を測定し、これにより、特に、熱処理時の硬化に対する合金の適性と、場合によっては行われるＨＩＰ処理が機械的な特性に及ぼす影響とを評価することができた。

未加工状態で４００℃において各時間が経過した後のＨＫ０．０５ヌープ硬度の値を下表２に示す（ＨＫ０．０５）。

本発明による合金（Ｉｎｎｏｖ１、Ｉｎｎｏｖ２、Ｉｎｎｏｖ３）は、未加工状態におけるＨＫ０．０５ヌープ硬度が８００９基準合金のヌープ硬度未満であるが、しかし、４００℃での熱処理後は、８００９基準合金を上回ることが分かった。

他方で、本発明による合金のＨＫ０．０５ヌープ硬度は、１時間と４時間の熱処理により上昇した。この上昇は、Ｚｒを主成分とする硬化分散質が熱処理時に形成されたことに関連すると思われる。その反対に、８００９基準合金のＨＫ０．０５ヌープ硬度は熱処理後に急激に低下した。そのため、熱処理に対する本発明による合金の反応は、８００９基準合金の反応に比べて向上している。

上記の表２は、８００９基準合金に比べて本発明による合金の熱安定性が非常に高いことを示している。実際、８００９合金の硬度は、熱処理が開始されるや否や急落し、次いで水平になった。その反対に、本発明による合金の硬度は最初に上昇し、次いで徐々に低下した。

さらに、本発明による合金にＣｕを添加することによって、良好な熱安定性を保ちながらＨＫ０．０５硬度をさらに高めることができた。

下表３に重量百分率で示した組成を有する本発明による合金をインゴットの形態で鋳造した。

その後、各合金のインゴットをＶＩＧＡ（Ｖａｃｕｕｍ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ Ａｔｏｍｉｚａｔｉｏｎ）アトマイザを用いたアトマイジングによって粉末に加工した。各合金の粉末の粒度を器具マルバーン（Ｍａｌｖｅｒｎ）２０００を用いてレーザ回折により測定し、下表４に示した。

以下の各表に示すように、発明３の合金が特に有利であるように思われる。ＥＯＳ Ｍ２９０モデルの選択的レーザ溶融装置を用いて発明３の合金の粉末をＳＬＭ試験で使用し、良い結果を得た。試験は以下のパラメータを用いて実施された：層の厚さ：６０μｍ、レーザパワー３７０〜３９０Ｗ、パウダーベッドの加熱：約２００℃、ベクトル差０．１１−０．１３ｍｍ、レーザ速度１０００〜１４００ｍｍ／秒。

２種類の試験片をプリントした：
−設計方向Ｚ（最も臨界の方向）へのけん引試験用の円筒試験片（高さ４５ｍｍ、直径１１ｍｍ）。
−サイズ９×９×９ｍｍ３の立方体の形状を呈する割れ試験片で、ＳＬＭ造形時に割れ耐性を評価するために立方体の垂直面の１つの面の全長にわたって３個の水平溝をつけたもの。溝の直径は０．６ｍｍ、１．２ｍｍ、４ｍｍである。溝は、ＳＬＭ法の際の割れのための潜在的な開始点である。

発明３の合金の割れ試験片は、割れやすさが非常に低いことが分かった。

選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）による製造後、発明３の合金の円筒試験片に３００℃で２時間の熱膨張処理を行った。幾つかの試験片を膨張されたままの未加工状態で使用し、他の試験片には４００℃で１時間または４時間の追加熱処理（硬化焼鈍し）を行った。

上記の円筒試験片から円筒形のけん引試験片（ＴＯＲ４）を加工した。けん引試験は規格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１（２００９−１０）に従って室温で実施された。得られた結果を下表５に示す。

上記の表５の結果は、発明３の合金が、室温で非常に高い性能を発揮し、膨張されたまま未加工の状態でＲｐ０．２が４１０ＭＰａを上回り、４００℃で４時間経過後は５００ＭＰａに近くなっていることを示している。

４００℃で１時間の熱処理と４時間の熱処理によって、加工前の状態に比べて機械強度が著しく上昇した。このような上昇は、Ｚｒを主成分とする分散質が熱処理時に形成されたことに関連すると思われる。したがって、本発明による合金は、溶体化／焼入れ／焼き戻しタイプの従来の熱処理から解放されることができる。

規格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１（２００９−１０）に従って、発明３の合金に高温（２００および２５０℃）けん引試験を実施した。得られた結果を下表６に示す。

上記の表６の結果は、発明３の合金が高温で同様に非常に高い性能を発揮したことを示している。４００℃で１時間の熱処理は、試験温度（使用温度）での熱間等方圧加圧段階および／または長期的老化（＞１０００時間）をシミュレーションすることができる。

そのため、発明３の合金は、ＳＬＭにおける非常に良好な加工性（割れやすさが低い）と、室温、２００℃および２５０℃での非常に良好な機械特性を併せ持っている。

追加試験（発明３の合金で様々な厚さの壁をＳＬＭで構成：厚さ０．５〜４ｍｍ）では、硬度が壁厚に応じてほとんど変わらないことが示された。この結果は有利である。実際、これは、従来技術の幾つかの合金とは違って、発明３の合金が、様々な厚さの領域を有する複雑な部品に対して均質な特性を有し得ることを示している。

ＡｄｄＵｐ社により商品化されているＦｏｒｍＵｐ３５０モデルの選択的レーザ溶融装置を用いて発明１、４、５の合金の粉末をＳＬＭ試験で使用し、良い結果を得た。試験は以下のパラメータを用いて実施された：層の厚さ：６０μｍ、レーザのパワー３７０〜３９０Ｗ、パウダーベッドの加熱：約２００℃、ベクトル差０．１１−０．１３ｍｍ、レーザ速度１０００〜１４００ｍｍ／秒。

設計方向Ｚ（最も臨界の方向）へのけん引試験用の円筒試験片（高さ４５ｍｍ、直径１１ｍｍ）をプリントした。

選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）による製造後、発明１、４、５の合金の円筒形の試験片に３００℃で２時間熱処理を行った。幾つかの試験片を膨張されたままの未加工状態で使用し、他の試験片には４００℃で１時間の追加熱処理（硬化焼鈍し）を行った。

上記の円筒試験片から円筒形のけん引試験片（ＴＯＲ４）を加工した。けん引試験は規格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１（２００９−１０）に従って室温で実施された。得られた結果を下表７に示す。

試験された合金の未加工状態での弾性限界は２５０ＭＰａを上回り、発明１と発明４の合金では４００ＭＰａを超えた。発明４と発明５の合金で試験された４００℃で１時間の熱処理は、弾性限界の著しい上昇を示しており、これは、Ｚｒを主成分とする硬化分散質が熱処理時に形成されたことに関係すると思われる。

高温（２００および２５０℃）でのけん引試験は、格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１（２００９−１０）に従って発明４と発明５の合金で実施された。結果を下表８に示す。

４００℃で１時間の熱処理は、試験温度（使用温度）での熱間等方圧加圧段階および／または長期的老化（＞１０００時間）をシミュレーションすることができる。

上の表によれば、試験された合金全体の弾性限界Ｒｐ０．２がそれぞれ２００℃で２００ＭＰａを、２５０℃で１５０ＭＰａを超えている。

そのため、試験された合金は、ＳＬＭにおける非常に良好な加工性（割れやすさが非常に低い）と、室温、２００℃および２５０℃での非常に良好な機械特性を併せ持っている。

１ 再溶融層
２ ヌープ硬度の圧痕
１０ 基板
２０_ｎ 層
２５ 粉末
３１ 熱源
３２ エネルギービーム
３３ 光学系または電磁レンズ

Claims (9)

1. 互いに重ねられた連続する固体金属層（２０_１．．．２０_ｎ）の形成を含む部品（２０）の製造方法であって、各層が、デジタルモデル（Ｍ）に基づいて画定されるパターンを描き、各層が、フィラーメタルと呼ばれる金属（２５）の堆積により形成され、前記フィラーメタルがエネルギー供給を受けて溶融を開始し、凝固しながら前記層を構成し、前記フィラーメタルが粉末（２５）の形状を呈し、この粉末がエネルギービーム（３２）に露光される結果、溶融し、次いで凝固して固体層（２０_１．．．２０_ｎ）を形成する方法において、
   前記フィラーメタル（２５）が、下記の合金元素すなわち：
   −重量分率１〜６％、好ましくは１〜５％、より好ましくは２〜４％のＮｉ
   −重量分率１〜７％、好ましくは１〜６％、より好ましくは２〜５％のＭｎ
   −重量分率０．５％〜４％、好ましくは１〜３％のＺｒ
   −重量分率１％以下、好ましくは０．０５〜０．５％、より好ましくは０．１〜０．３％のＦｅ
   −重量分率１％以下、好ましくは０．５％以下のＳｉ
   を少なくとも含む、アルミニウム合金であることを特徴とする、製造方法。
2. 前記アルミニウム合金が、同様に、重量分率０〜８％、好ましくは０〜６％、より好ましくは０．５〜６％、さらに好ましくは１〜５％のＣｕを同様に含む、請求項１に記載の方法。
3. 前記アルミニウム合金が、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｖ、Ｃｏおよび／またはミッシュメタルの中から選択されて、重量分率がそれぞれ５％以下、好ましくは３％以下、かつ合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下の、少なくとも１つの元素を同様に含む、請求項１から２のいずれか一項に記載の方法。
4. 前記アルミニウム合金が、Ｓｒ、Ｂａ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂ、Ｉｎおよび／またはＳｎの中から選択されて、重量分率がそれぞれ１％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは７００ｐｐｍ以下、かつ合計で２％以下、好ましくは１％以下の、少なくとも１つの元素を同様に含む、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記アルミニウム合金が、重量分率０．０６〜１％のＡｇ、重量分率０．０６〜１％のＬｉ、および／または、重量分率０．０６〜１％のＺｎの中から選択された少なくとも１つの元素を同様に含む、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記アルミニウム合金が、粒子を微細化するための少なくとも１つの元素、たとえばＡｌＴｉＣまたはＡｌＴｉＢ２を、それぞれ５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下、さらに好ましくは１２ｋｇ／トン以下の量、かつ合計で５０ｋｇ／トン以下、好ましくは２０ｋｇ／トン以下の量で、同様に含む、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。
7. 層（２０_１．．．２０_ｎ）の形成後：
   −焼入れと焼戻しを伴う溶体化処理、または
   −一般に最低１００℃で最大５５０℃の温度における熱処理
   −および／または熱間等方圧加圧
   を含む、請求項１から６のいずれか一項に記載の方法。
8. 請求項１から７のいずれか一項が対象とする方法により得られる、金属部品（２０）。
9. −重量分率１〜６％、好ましくは１〜５％、より好ましくは２〜４％のＮｉ、
   −重量分率１〜７％、好ましくは１〜６％、より好ましくは２〜５％のＭｎ
   −重量分率０．５％〜４％、好ましくは１〜３％のＺｒ
   −重量分率１％以下、好ましくは０．０５〜０．５％、より好ましくは０．１〜０．３％のＦｅ
   −重量分率１％以下、好ましくは０．５％以下のＳｉ
   を含む、アルミニウム合金を含有する粉末、好ましくは前記アルミニウム合金からなる粉末。

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