JP2021532255A - 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（２０ｉ．．．２０ｎ）の形成を含む部品の製造方法に関し、各層が、デジタルモデル（Ｍ）に基づいて決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（２０ｉ．．．２０ｎ）を形成し、この方法は、フィラーメタル（２５）が、少なくとも下記の合金元素すなわち：−重量分率０〜４％、好ましくは０．５〜４％、より好ましくは１〜４％、さらに好ましくは１〜３％であるＳｉと；−重量分率１％〜１５％、好ましくは２〜１０％であるＦｅと；重量分率０〜５％、好ましくは０．５〜５％、より好ましくは１〜５％、さらに好ましくは１〜３％であるＶと；Ｎｉ、Ｌａおよび／またはＣｏの中から選択され、ＮｉおよびＣｏの重量分率がそれぞれ０．５〜１５％、好ましくは１〜１０％、より好ましくは３〜８％であり、Ｌａの重量分率が１〜１０％、好ましくは３〜８％であり、合計した重量分率が１５％以下、好ましくは１２％以下である少なくとも１つの元素と、を含む、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、優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。積層造形は、以前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製造されている。

「積層造形」という用語は、フランス規格ＸＰ Ｅ６７−００１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。規格ＡＳＴＭ Ｆ２７９２（２０１２年１月）も同様に積層造形を定義している。規格ＩＳＯ／ＡＳＴＭ１７２９６−１でも様々な積層造形方式が同じく定義され、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、付加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ｄｉｒｅｃｔ ｍｅｔａｌ ｌａｓｅｒ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ＤＭＬＳ（直接金属レーザ焼結））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によって溶かされる。

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つ以上のほぼ望ましい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、電子ビームまたはレーザビームタイプのエネルギービームに粉末を露光させることによって特に得られる局部的溶融による部品の製造方法を記載しており、粉末は、銅の含有量が５質量％〜６質量％、マグネシウムの含有量が２．５質量％〜３．５質量％であるアルミニウム合金から構成される。

特許文献４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おり、それにより分散強化アルミニウム合金を得ている。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５は、アルミニウム、ケイ素、鉄および／またはニッケルを含み、高温性能が良好で高強度の軽量合金の製造方法を開示している。

特許文献６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、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。

特許文献７は、積層造形技術に適した様々な合金を記載しており、これらの合金は、３〜１２重量％のＦｅと、０．１〜３重量％のバナジウムと、０．１〜３重量％のケイ素と、１〜６重量％の銅とを含み、残部がアルミニウムと不純物である。

非特許文献１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２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はますます求められている。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８）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℃を超える高温で低品質の機械特性を提供する。

国際公開第２０１５／００６４４７号 国際公開第２０１６／２０９６５２号 米国特許出願公開第２０１７／００１６０９６号明細書 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 米国特許出願公開第２０１６／０１３８４００号明細書 独国特許出願公開第１０２００７０１８１２３号明細書

「Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ ｈｅａｔ ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ ｆａｂｒｉｃａｔｅｄ ｂｙ ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ ｌａｓｅｒ ｍｅｌｔｉｎｇ」， Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ、Ｖｏｌ．３０，Ｎｏ．１０，Ｍａｙ ２８，２０１５ 「Ｍｉｃｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ 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、優れた特徴を有する部品を得られると判断した。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、とりわけ表面品質、高温割れ耐性、あるいはまた高温での硬度の観点から（たとえば４００℃で４時間後）、数々の特徴が改善されている。

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決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、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おいて、この方法は、フィラーメタルが、少なくとも１つの合金元素すなわち：
−重量分率０〜４％、好ましくは０．５〜４％、より好ましくは１〜４％、さらに好ましくは１〜３％であるＳｉと、
−重量分率１〜１５％、好ましくは２〜１０％であるＦｅと、
−重量分率０〜５％、好ましくは０．５〜５％、より好ましくは１〜５％、さらに好ましくは１〜３％であるＶと、
−Ｎｉ、Ｌａおよび／またはＣｏの中から選択され、ＮｉおよびＣｏの重量分率がそれぞれ０．５〜１５％、好ましくは１〜１０％、より好ましくは３〜８％であり、Ｌａの重量分率が１〜１０％、好ましくは３〜８％であり、合計した重量分率が１５％以下、好ましくは１２％以下である少なくとも１つの元素と、
を含む、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）未満であって、合計で０．１５％未満の不純物
を同様に含み、
−残部がアルミニウムである
ことが注目される。

任意選択として、この合金は、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｃｅ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％以下であり、合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下である、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の添加を回避し、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。これらの元素によって、得られた材料の硬度を高めることが可能な微細な分散質または金属間位相を形成することができる。

任意選択として、この合金は、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以下であり、合計で２％以下、好ましくは１％以下である、少なくとも１つの元素を同様に含むことができる。しかしながら、１つの実施形態では、Ｂｉの添加を回避し、その場合、Ｂｉの好ましい重量分率が０．０５％未満であり、好ましくは０．０１％未満である。

任意選択として、この合金は、重量分率０．０６〜１％であるＡｇと、０．０６〜１％であるＬｉと、０．０６〜５％、好ましくは０．１〜２％であるＣｕと、０．０６〜１％であるＺｎと、および／または、重量分率０．０６〜１％であるＭｇと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、硬化析出によって、あるいは固体溶液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。

しかし、Ｍｇの添加は推奨されず、Ｍｇの含有量は、０．０５質量％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、この合金は、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つの化合物、たとえばＡｌＴｉＣまたはＡｌＴｉＢ２（たとえばＡＴ５ＢまたはＡＴ３Ｂの形態を呈する）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、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：
−溶体化処理、それに続く焼入れおよび焼戻し、または
−一般に少なくとも１００℃で最大４００℃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、特に残留応力の寸法決定および／または硬化位相の追加析出を可能にすることができる。

ＨＩＰ処理によって、特に、延伸特性および疲労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、溶体化処理の後に、形成される部品の焼入れと焼戻しおよび／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、溶体化処理に代わって熱間等方圧加圧を実施可能である。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可能性がある。

１つの実施形態によれば、本発明による方法は、さらに、任意選択として、加工処理、および／または化学的、電気化学的また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／または疲労破壊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０〜４％、好ましくは０．５〜４％、より好ましくは１〜４％、さらに好ましくは１〜３％であるＳｉと、
−重量分率１〜１５％、好ましくは２〜１０％であるＦｅと、
−重量分率０〜５％、好ましくは０．５〜５％、より好ましくは１〜５％、さらに好ましくは１〜３％であるＶと、
−Ｎｉ、Ｌａおよび／またはＣｏの中から選択され、ＮｉおよびＣｏの重量分率がそれぞれ０．５〜１５％、好ましくは１〜１０％、より好ましくは３〜８％、Ｌａの重量分率が１〜１０％、好ましくは３〜８％であって、合計した重量分率が１５％以下、好ましくは１２％以下である少なくとも１つの元素と、
による合金要素を含む、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である。

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）未満であって、合計で０．１５％未満の不純物を同様に含み、
−残部がアルミニウムである
ことが注目される。

本発明による粉末のアルミニウム合金は、
・任意選択として、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｃｅ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％以下であって、合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下である、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の添加を回避し、その場合、Ｓｃの好ましい重量分率が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以下であって、合計で２％以下、好ましくは１％以下である、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の添加を回避し、その場合、Ｂｉの好ましい重量分率が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％であるＡｇと、０．０６〜１％であるＬｉと、０．０６〜５％、好ましくは０．１〜２％であるＣｕと、０．０６〜１％であるＺｎと、および／または重量分率０．０６〜１％であるＭｇとを同様に含むことができる。および／または、
・しかし、Ｍｇの添加は推奨されず、Ｍｇの含有量は、０．０５質量％の不純物の値未満に好ましくは保持される。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つの化合物、たとえばＡｌＴｉＣまたはＡｌＴｉＢ２（たとえばＡＴ５ＢまたはＡＴ３Ｂの形態を呈する）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、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。

下図に示された限定的ではない実施例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Ａｌ１０Ｓｉ０、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適合させている。
−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（ｅｌｅｃｔｏｒｏｎ 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製造技術（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合しうる。

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、滑らかな表面を有し、高温割れしないので特に有利である。他方で、これらの金属部品の硬度は、製造されたままの未加工状態では基準合金８００９の硬度よりも低く、その一方で熱処理後は基準合金８００９の硬度を上回る。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それほど低下しない。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法の適性に対して有利とみなされ、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１０ｇヌープ硬度が、好ましくは１５０〜３５０ＨＫ、より好ましくは２００〜３４０ＨＫである。好ましくは、本発明により得られた金属部品の１０ｇヌープ硬度は、少なくとも１００℃で最大５５０℃の熱処理後および／または熱間等方圧加圧後、１５０〜３００ＨＫ、より好ましくは１６０〜２５０ＨＫ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１０〜１００μｍ、好ましくは２０〜６０μｍ。
−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によって決定可能である。
−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、いわゆるサテライト粒子（粉末の平均寸法の１〜２０％）がないかまたは少量（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る。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、または炭素粒子をバスに同様に添加してもよい。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、合金を硬化する役割を同様に果たすことができる。これらの粒子の体積分率は３０％未満、好ましくは２０％未満、より好ましくは１０％未満とすることができる。

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産するウォータージェットアトマイジングとは異なり、球状の粉末を生産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包装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製造技術（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幅広い変形が可能である。

[実施例]
本発明による各合金（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のインゴットを得る。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。

Ｉｎｎｏｖ１合金およびＩｎｎｏｖ２合金に１０ｋｇ／トンの量の微細化化合物ＡＴ５Ｂを添加した。

［実施例１：ディスクによるＳＬＭ］
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。レーザで表面走査を行うために、先に得られたインゴットから厚さ５ｍｍ、直径２７ｍｍのディスクの形態に試料を加工した。ＳＬＭ装置にディスクを配置し、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のバスに金属を溶かした。レーザを通過後、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の表面微細層が溶解し、次いで凝固する。走査パラメータが適切に選択されるので、この層における金属特性は、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。Ｐｈｅｎｉｘ ｓｙｓｔｅｍｓ社の選択的レーザ溶融装置ＰＭ１００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２００Ｗ、製造温度２００℃、偏差ベクトル５０μｍ、ビーム径６０〜８０μｍとした。各試料に対して６００ｍｍ／秒と９００ｍｍ／秒の異なる２つの走査速度を試験した。

１）高温割れ耐性
合金の中には、ＳＬＭでの製造中に試料が割れてしまうのでＳＬＭでは使えないものがあることが知られている。こうした割れは、レーザによる表面走査でも同様に生じうることが分かった。そのため、この方法（レーザによる表面走査）は、ＳＬＭ法をシミュレーションし、ＳＬＭ法の際に割れてしまうような合金を除去することができる。

上記で得られたディスクを、レーザのパスの方向に対して垂直な面で切断し、その後、研磨した。処理領域の横断面で金属組織を観察することによって（×２００）、（レーザによる表面走査中の）高温割れ耐性を評価した。下表２に結果をまとめる。評価１は、微小ひび割れなしに対応し、評価２は、微小ひび割れ５０μｍ未満、評価３は、５０μｍを超える微小ひび割れの存在を示している。

そのため、上の表２によれば、本発明による合金だけが、良好な高温割れ耐性を得られる。他方では、欠陥が少ないかまたはない滑らかな面が観察された。

２）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解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点が潜在的に高くなる。

再溶解層の硬度を評価するために、上記で得られたディスクを、レーザの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、再溶解層で硬度測定を実施した。硬度測定はＤｕｒａｓｃａｎ ｄｅ Ｓｔｒｕｅｒｓモデルの器具で実施された。圧痕と試料の縁との間の距離を十分に保つために、再溶解層の面に平行に配置された圧痕の長い方の対角線による１０ｇ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、再溶解層に対応し、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４時間の追加熱処理をした後で、１０ｇのおもりを用いてヌープスケールにより硬度を測定し、これにより、特に、熱処理時の硬度に対する合金の適性と、場合によっては、機械的な特性に対するＨＩＰ処理の影響とを評価することができる。

未加工状態と４００℃で４時間経過後の１０ｇヌープ硬度の値を下表３に示す（単位：ＨＫ）。

本発明による合金（Ｉｎｎｏｖ１、Ｉｎｎｏｖ２、Ｉｎｎｏｖ３）は、未加工状態における１０ｇヌープ硬度が８００９合金のヌープ硬度未満であるが、４００℃で４時間経過後は、基準合金８００９を上回ることが分かった。理論に関連づけて考えるわけではないが、４００℃で４時間経過後に硬度がより高くなるのはおそらく分散の凝集反応速度がより遅い（熱安定性がより高い）ことに関係すると推測される。

［実施例２：粉末によるＳＬＭ］
上記の表１に記載された組成に基づいて流し込まれたインゴットをＵＴＢＭ（ベルフォール・モンベリアール技術大学）がアトマイジングし、ガスジェットアトマイジング（先に述べた方法）によって粉末を得た。得られた粉末の粒度分析は、ＩＳＯ規格１３３２０に従って粒度分布測定装置マルバーン・マスターサイザー（Ｍａｌｖｅｒｎ Ｍａｓｔｅｒｓｉｚｅｒ）２０００を用いたレーザ回折によって実施された。粉末を形成する粒径に応じた堆積分率の変化を示す曲線は、一般に、ガウス分布とほとんど変わらない分布を描く。一般に、得られた分布のそれぞれ１０％、５０％（中央値）および９０％のフラクタイルをＤ_１０、Ｄ_５０およびＤ_９０と呼ぶ。

得られた粉末の特徴Ｄ_１０、Ｄ_５０およびＤ_９０を下表４に示す。

このようにして、本発明による合金から粉末を製造することができる。

この実施例では、前述のＳＬＭ法により部品を作製した。試験は、ＵＴＢＭにより４００ＷのＲｅｎｉｓｈａｗ ＡＭ４００装置で実施された。各合金Ｉｎｎｏｖ１、Ｉｎｎｏｖ２およびＩｎｎｏｖ３の各々に対して、方法パラメータを変化させながら１辺が７ｍｍの複数の立方体を製造した（下表５参照）。このように得られた立方体の空隙率を（研磨、次いで画像分析によって）決定し、下表５に示した。

したがって、本発明による方法で受け入れられる空隙率を有する部品が得られる。空隙率については、当該方法の最適化と、さらにはＨＩＰ（熱間等方圧加圧）タイプの製造後処理とによって改善することができる。

さらに、試験されたどの試料も、ＳＬＭ造形中に割れを示さなかった。

１ 再溶解層
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 (8)

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）に基づいて決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、少なくとも下記の合金元素すなわち：
   −重量分率０〜４％、好ましくは０．５〜４％、より好ましくは１〜４％、さらに好ましくは１〜３％であるＳｉと、
   −重量分率１〜１５％、好ましくは２〜１０％であるＦｅと、
   −重量分率０〜５％、好ましくは０．５〜５％、より好ましくは１〜５％、さらに好ましくは１〜３％であるＶと、
   −Ｎｉ、Ｌａおよび／またはＣｏの中から選択され、ＮｉおよびＣｏの重量分率がそれぞれ０．５〜１５％、好ましくは１〜１０％、より好ましくは３〜８％であり、Ｌａの重量分率が１〜１０％、好ましくは３〜８％であり、合計した重量分率が１５％以下、好ましくは１２％以下である、少なくとも１つの元素と、
   を含む、アルミニウム合金であることを特徴とする方法。
2. 前記アルミニウム合金は、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｙ、Ｙｂ、Ｎｄ、Ｅｒ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｓｃ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％以下であり、合計で１５％以下、好ましくは１２％以下、さらに好ましくは５％以下である、少なくとも１つの元素を同様に含む、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以下であり、合計で２％以下、好ましくは１％以下である、少なくとも１つの元素を同様に含む、請求項１および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は、重量分率０．０６〜１％であるＡｇと、重量分率０．０６〜１％であるＬｉと、重量分率０．０６〜５％、好ましくは０．１〜２％であるＣｕと、重量分率０．０６〜１％であるＺｎと、および／または、重量分率０．０６〜１％であるＭｇと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は、粒子を微細化するための少なくとも１つの化合物、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、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４のいずれか一項に記載の方法。
6. 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
   −一般に少なくとも１００℃で最大４００℃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５のいずれか一項に記載の方法。
7. 請求項１から６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）。
8. −重量分率０〜４％、好ましくは０．５〜４％、より好ましくは１〜４％、さらに好ましくは１〜３％であるＳｉと、
   −重量分率１〜１５％、好ましくは２〜１０％であるＦｅと、
   −重量分率０〜５％、好ましくは０．５〜５％、より好ましくは１〜５％、さらに好ましくは１〜３％であるＶと、
   −Ｎｉ、Ｌａおよび／またはＣｏの中から選択され、ＮｉおよびＣｏの重量分率がそれぞれ０．５〜１５％、好ましくは１〜１０％、より好ましくは３〜８％であり、Ｌａの重量分率が１〜１０％、好ましくは３〜８％であり、合計した重量分率が１５％以下、好ましくは１２％以下である少なくとも１つの元素と、
   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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