WO2008125092A1 - Verfahren zur herstellung eines strukturbauteils aus einer aluminium-scandium legierung mittels rapid prototyping - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines strukturbauteils aus einer aluminium-scandium legierung mittels rapid prototyping Download PDF

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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a structural component from an aluminum-based alloy by means of rapid prototyping, wherein a starting material is locally melted by a heat source and immediately afterwards solidifies again rapidly, so as to build a component with desired final contour in layers.
  • the starting material used is an aluminum-scandium alloy for the production of so-called “rapid prototyping (RP)” components, which are to be understood as meaning components which, without “detours”, ie without further thermo-mechanical process steps, directly and with The desired final contour can be produced and can be loaded in such a way that they can take over the mechanical-technological functions of "normally” produced components.
  • RP rapid prototyping
  • rapid prototyping which is generally referred to below as "rapid prototyping"
  • rapid manufacturing is often used to produce larger quantities.
  • rapid prototyping only the term “rapid prototyping” is to be used, but this is not meant to be limiting, for example to a small number of items.
  • the above-mentioned RP method has in common that the component or RP material is locally melted by a heat source (e.g., a laser or electron beam) typically controlled by a CNC program and solidifies immediately thereafter.
  • a heat source e.g., a laser or electron beam
  • the 3-dimensional component geometry is built up more or less point by point or step by step in layers or in layers.
  • the RP component has a globally cast structure, which, however, is much finer grained by the high localized cooling rate than the cast structure that would be found in completely one-pass cast components.
  • AI engine components in standard engines, but also in motorsport manufactured via an established process chain (casting, forging and machining or as pure cast components) require strength profiles of 250 MPa ⁇ Rm ⁇ 350 MPa, 150 MPa ⁇ Rpo, 2 ⁇ 300 MPa and 3% ⁇ A5 ⁇ 10%.
  • strength profiles 250 MPa ⁇ Rm ⁇ 350 MPa, 150 MPa ⁇ Rpo, 2 ⁇ 300 MPa and 3% ⁇ A5 ⁇ 10%.
  • material technically several steps starting with the casting, a annealing at a temperature greater than 450 0 C, followed by quenching in water, which is known to bring distortion problems, and a subsequent thermal aging required.
  • AISi7-12Mgxyz alloys are used for many years. If these materials were used in the form of powder or wire for direct component generation (this sometimes happens), then the achievable strengths with Rm ⁇ 250 MPa and Rpo, 2 ⁇ 150 MPa and an elongation ⁇ 10% would be so low that a direct use in the desired product does not make sense. A subsequent hot aging in a temperature range of 100 0 C to 250 0 C would improve the strength properties only slightly. Only the previously mentioned complete production chain (annealing, quenching etc.) would significantly improve the strength.
  • AI material systems that are sometimes used to make cast components, such as AlZnMgxyz or AICuxyz alloys, are also limited in their ability to directly generate components since their strength properties are unsatisfactory from a structural point of view. you are In addition, they are sensitive to corrosion and generally have a great tendency to form solidification hot cracks.
  • the disadvantage of the previously known RP methods is that the achievable strength of the created structural components is generally not sufficient to be able to supply the resulting structural components directly to their utilization. Rather, the structural components usually a solution annealing - depending on the alloy composition (temperatures higher than 450 0 C) - a subsequent quenching and a subsequent heat aging are subjected to achieve microstructures having the required strength properties. Especially during quenching, however, the problem of distortion (and unevenly distributed internal stresses) occurs, which calls into question the process whose aim is to obtain parts that are immediately contour-consistent.
  • the object of the present invention is therefore to provide a method for the production of contour-conform structural components of aluminum-based alloy, with the strength properties can be achieved, which allow a direct intended use of the generated structural component.
  • this object is achieved in that in an RP process, wherein a starting material is melted and then quickly solidifies again quickly to build a component with the desired final contour in layers, as the starting material, an aluminum scandium alloy is used, the scandium (Sc ) Content is at least 0.4 wt .-%.
  • the scandium (Sc) content is between 0.41 wt .-% and 2.0 wt .-%, more preferably between 0.8 wt .-% and 1, 4 wt .-%.
  • the starting material ie the aluminum scandium alloy
  • the Magnesium (Mg) alloy is particularly preferably between 3.0% by weight and 6.0% by weight or between 4.0% by weight and 5.0% by weight.
  • RP structural components produced from aluminum scandium starting materials or aluminum-magnesium scandium starting materials of the above-specified composition produced according to the invention have excellent material properties which permit direct use of the generated structural component.
  • the inherently high cooling rates of the RP process make it possible to achieve high strengths, high yield strengths, excellent corrosion behavior and excellent weldability.
  • RP structural components produced according to the invention typically have a tensile strength (Rm) of more than 300 MPa and a yield strength (Rpo.2) of more than 200 MPa and an elongation at break (A5) of more than 10%.
  • the attractiveness of the method according to the invention can be increased by the fact that, according to a further embodiment of the invention, the starting material is accompanied by such additional alloying elements which behave complementarily or substitutively to scandium, in particular Zr, Ti, Ta, Hf, Y, Er.
  • the metallurgist knows all these elements as so-called dispersoid-forming elements (usually in the stoichiometric form AI 3 X), which are used for microstructure, thermo-mechanical microstructural stabilization and strength enhancement.
  • the proportion of these di-isoide-forming elements per element at a maximum of 2.0 wt .-% and a total of at most 3.0 wt .-%.
  • the proportion of scandium-complementary or substituted elements in total is not more than 0.8 wt .-%.
  • the elements Zn, Mn, Ag, Li, Cu, Si, Fe are suitable as further alloy constituents, depending on the desired mechanical technological properties.
  • the proportion of these additional alloying elements per element is 0.05 wt. -% may be up to 2.0 wt .-%.
  • the aluminum-scandium alloys or aluminum-magnesium-scandium alloys used are known to have contaminants of other elements whose content individually amounts to a maximum of 0.5% by weight and in total not more than 1.0% by weight.
  • admixtures of metallic or non-metallic (eg ceramic) materials can be added to the starting material before or during the RP process.
  • the starting material in the form of powder or wire is provided in the process according to the invention.
  • the combination of the material system AIMgSc with the direct metal sintering also shows very good results of the structural component produced when the starting material before melting, which is proposed in a further embodiment of the invention as a sintered, cast or extruded molding.
  • the starting material For melting the starting material a variety of possibilities is given. Usually, this is done by a laser beam, an electron beam or an arc. However, it is also possible to use a chemical, exothermic reaction, or the starting material is heated capacitively, conductively or inductively. Any combination of these different heat sources is possible.
  • the cooling of the molten starting material at a cooling rate in the temperature interval Tliquidus takes place in a preferred embodiment of the method according to the invention - T350 0 C which is greater than
  • a heat treatment downstream of the RP process can still improve the material properties of the structural component produced and, in particular, increase the strength and toughness.
  • the subsequent heat treatment can typically be carried out at temperatures between 100 0 C and 400 0 C for a period of 10 min to 100 h (eg 250 0 C - 400 0 C / 10 min - 100 h or 300 0 C - 350 0 C / 1 h - 10 h).
  • the subsequent heat treatment takes place in the temperature interval of 250 0 C to 400 0 C, for a duration that causes the formation of coherent Al 3 Sc phases. That is, by the subsequent heat treatment, an additional, significant solidification of the Al (Mg) Sc material (in the RP component) by a so-called precipitation hardening on the formation of coherent Al 3 Sc phases possible.
  • the strengths that can be achieved are then still sufficient for the tensile strength and the yield strength above 400 MPa, for a direct application, sufficient elongation (A5> 5%).
  • the already good strength of the directly generated structural component can be significantly increased by the subsequent heat treatment, without the toughness and the corrosion behavior being degraded in a way that endangers the application.
  • the heat treatment can also be carried out in several stages and / or steps.
  • the structural component can be subjected to rapid cooling (eg quenching in water) to room temperature with subsequent heat aging in the temperature range 100 ° C.-250 ° C. for a duration of 10 minutes to 100 hours.
  • rapid cooling eg quenching in water
  • the AlMgSc component was built up line by line until it had a size of 150 x 50 x 5 mm. An additional cooling was not used. Finally, the AlMgSc component was removed from the substrate and its properties evaluated metallurgically. Tensile tests were taken from the RP component in accordance with EN 10 002. The following characteristic values were determined:

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Rapid-Prototyping-Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteiles aus einer Aluminiumbasislegierung, wobei ein Ausgangswerkstoff von einer Wärmequelle punktweise aufgeschmolzen und unmittelbar danach wieder erstarren gelassen wird, wobei als Ausgangswerkstoff eine Aluminium-Scandium Legierung mit einem Scandium (Sc) Anteil von mindestens 0,4 Gew.-% verwendet wird. Bevorzugt wird eine Legierung ALMg4,6Scl,4 mittels eines Laserstrahls zeilenweise aufgeschmolzen und abgekühlt.

Description

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES STRUKTURBAUTEILS AUS EINER ALUMINIUM-SCANDIUM LEGIERUNG MITTELS RAPID PROTOTYPING
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteils aus einer Aluminiumbasislegierung mittels Rapid-Prototyping, wobei ein Ausgangswerkstoff von einer Wärmequelle lokal aufgeschmolzen wird und unmittelbar danach wieder schnell erstarrt, um somit lagenweise ein Bauteil mit gewünschter Endkontur aufzubauen.
Erfindungsgemäß wird als Ausgangswerkstoff eine Aluminium-Scandium- Legierung für die Herstellung sogenannter „Rapid-Prototyping (RP)"-Bauteile verwendet. Darunter sind solche Bauteile zu verstehen, die ohne „Umwege", d.h. ohne weitere thermo-mechanische Prozessschritte, direkt und mit der gewünschten Endkontur hergestellt werden und derart belastbar sind, dass sie die mechanisch-technologischen Funktionen „normal" hergestellter Bauteile übernehmen können. Diese direkte Bauteilgenerierung ist in der Fachwelt unter einer Vielzahl von Namen oder Bezeichnungen bekannt - „direct metal sintering" (DMS), „powder metal sintering", „laser assisted metal sintering, „fusing" oder „near net shaping", „solid free form fabrication (SF3)" etc. - was nachstehend ganz allgemein als „Rapid-Prototyping" bezeichnet wird. Bei der Herstellung höherer Stückzahlen wird in jüngster Zeit auch oft der Begriff „Rapid Manufacturing" verwendet. Im Folgenden soll jedoch lediglich der Begriff „Rapid-Prototyping" verwendet werden, was jedoch keinerlei einschränkend, beispielsweise auf eine nur geringe Stückzahl, zu verstehen ist.
Überall, wo sehr schnell oder unter hohem Zeitdruck Unikate bzw. hoch belastbare Bauteile für eine (Neu)Konstruktion gebraucht werden, sind solche direkten Produktgenerierungsverfahren von sehr großem Interesse. Neben Neukonstruktionen sind aber auch Reparaturen, oftmals sehr alter Bauteile, für welche keinerlei Fertigungs- und Vorrichtungsmittel mehr existieren, für die oben beschriebenen RP-Methoden ausgesprochen wichtig, da sonst schnelle und kostengünstige Reparaturen solcher Bauteile oder Komponenten nicht möglich wären.
Den oben genannten RP-Verfahren ist gemein, dass der Bauteil- bzw. RP- Werkstoff durch eine, in der Regel von einem CNC-Programm gesteuerten Wärmequelle (z.B. einem Laser oder einem Elektronenstrahl) lokal aufgeschmolzen wird und sofort danach wieder erstarrt. So wird inkrementell, dem CNC-Programm folgend, die 3-dimensionale Bauteilgeometrie mehr oder minder Punkt für Punkt bzw. Schritt für Schritt schichtweise bzw. lagenweise aufgebaut. Durch das Aufschmelzen und Erstarren besitzt das RP-Bauteil global betrachtet eine Gussstruktur, welche jedoch durch die hohe örtlich wirkende Abkühlgeschwindigkeit viel feinkörniger ist, als die Gussstruktur, die man in komplett in einem Durchgang gegossenen Bauteilen finden würde.
Seit Mitte der 90-iger Jahre des letzten Jahrhunderts wird intensiv an der Methode des „direkten Aufbaus" von metallischen Strukturen durch das lokale Aufschmelzen und Erstarren eines Ausgangswerkstoffes gearbeitet. So hat die Firma AEROMET (Minnesota, USA) mittels CO2-Laser und der Zugabe von Titan- Legierungspulver rechnergestützt Bauteil für den Flugzeugbau hergestellt. Diese prinzipielle Vorgehensweise wurde von vielen anderen Firmen nachvollzogen, wobei einzelne Elemente des Prozesses verändert wurden.
Des Weiteren ist bekannt, dass in der Kunststoff-Spritzgusstechnik die Spritzformen aus legiertem Stahl, gerade zu Beginn in der schwierigen Prototypenphase, oftmals ebenfalls direkt aus Stahlpulvern (mit Hilfe eines Laserstrahls) aufgebaut (gesintert) werden, um schnell erste Tests ausführen zu können. Hier tummelt sich mittlerweile eine Vielzahl von Firmen bzw. Anwendern auf dem Markt, welche als Anlagentechnik zum Teil Eigenkonstruktionen benutzen oder auch kommerziell verfügbare Systemen kaufen.
Die Anwendung des direkten Laser-Sinterns (DLS) auf hoch belastete Bauteile aus AI-Legierungen steckt noch in den Anfängen. Einerseits ist die Verfahrenstechnik schwierig (wie vom Schweißen her bekannt, neigen AI- Legierungen unerwünschterweise zur Poren- als auch zur Erstarrungs- heißrissbildung, wodurch Legierungsauswahl und Prozessfenster eingegrenzt sind), andererseits sind die Festigkeitseigenschaften nicht ausreichend, um eine Substitution eines hoch belasteten Standardbauteils (z. B. aus dem Vollen gefrässt) zuzulassen.
So erfordern beispielsweise AI-Motorkomponenten (in Standardmotoren, aber auch im Motorsport), gefertigt über eine etablierte Prozesskette (Gießen, Schmieden und Zerspanen oder als reine Gussbauteile), Festigkeitsprofile von 250 MPa < Rm < 350 MPa, 150 MPa < Rpo,2 < 300 MPa und 3% < A5 < 10%. Zur Erfüllung solcher Forderungen sind werkstofftechnisch mehrere Schritte, beginnend mit dem Abguss, einer Löseglühung bei einer Temperatur größer 450 0C, gefolgt vom Abschrecken in Wasser, was bekanntlich Verzugsprobleme mit sich bringt, und einer nachträglichen Warmauslagerung nötig.
Im Motorbau, aber auch für andere Komponenten, werden seit vielen Jahren vorzugsweise AISi7-12Mgxyz-Legierungen verwendet. Würde man diese Werkstoffe in Form von Pulver oder Draht zur direkten Bauteilgenerierung einsetzen (dies geschieht bisweilen), so lägen die erzielbaren Festigkeiten mit Rm < 250 MPa und Rpo,2 < 150 MPa sowie einer Dehnung < 10% so niedrig, dass ein direkter Einsatz im angestrebten Produkt nicht sinnvoll erscheint. Auch eine anschließende Warmauslagerung in einem Temperaturbereich von 100 0C bis 250 0C würde die Festigkeitseigenschaften nur unwesentlich verbessern. Einzig die schon zuvor angesprochene komplette Fertigungskette (Löseglühung, Abschrecken etc.) würde die Festigkeit deutlich verbessern.
Andere AI- Werkstoffsysteme, die bisweilen zur Herstellung von Gussbauteilen verwendet werden, wie zum Beispiel AlZnMgxyz- oder AICuxyz-Legierungen, eignen sich ebenfalls nur bedingt zum direkten Generieren von Bauteilen, da ihre Festigkeitseigenschaften aus konstruktiver Sicht unbefriedigend sind. Sie sind zudem korrosionsempfindlich und haben generell eine große Neigung zur Bildung von Erstarrungsheißrissen.
Somit besteht der Nachteil der bisher bekannten RP-Verfahren darin, dass die erreichbare Festigkeit der geschaffenen Strukturbauteile im Regelfall nicht ausreichend ist, um die entstandenen Strukturbauteile unmittelbar ihrer Verwertung zuführen zu können. Vielmehr müssen die Strukturbauteile meist einem Lösungsglühen - je nach Legierungszusammensetzung (Temperaturen höher als 450 0C) - einem nachfolgenden Abschrecken und einer nachträglichen Warmauslagerung unterzogen werden, um Gefüge zu erreichen, die die geforderten Festigkeitseigenschaften aufweisen. Besonders beim Abschrecken tritt dann aber das Problem des Verzugs (und ungleichmäßig verteilter Eigenspannungen) auf, wodurch das Verfahren, dessen Ziel ja darin besteht, unmittelbar konturtreue Bauteile zu erhalten, infragegestellt wird.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht demnach darin, ein Verfahren zur Herstellung von konturgetreuen Strukturbauteilen aus Aluminiumbasislegierung anzugeben, mit dem Festigkeitseigenschaften erzielbar sind, die eine direkte bestimmungsgemäße Verwendung des generierten Strukturbauteils zulassen.
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe dadurch gelöst, dass in einem RP-Prozess, wobei ein Ausgangstoff aufgeschmolzen wird und unmittelbar danach wieder schnell erstarrt, um ein Bauteil mit gewünschter Endkontur lagenweise aufzubauen, als Ausgangswerkstoff eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendet wird, deren Scandium (Sc)- Gehalt bei mindestes 0,4 Gew.-% liegt. Vorzugsweise liegt der Scandium (Sc)- Gehalt zwischen 0,41 Gew.-% und 2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt zwischen 0,8 Gew.-% und 1 ,4 Gew.-%.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens weist der Ausgangswerkstoff, also die Aluminium-Scandium-Legierung, zusätzlich das Element Magnesium auf und zwar im Bereich von 2,0 Gew.-% bis 10 Gew.-%. Die Magnesium (Mg)- Zulegierung liegt besonders bevorzugt zwischen 3,0 Gew.-% und 6,0 Gew.-% bzw. zwischen 4,0 Gew.-% und 5,0 Gew.-%.
Es hat sich gezeigt, dass erfindungsgemäß hergestellte Strukturbauteile aus Aluminium-Scandium-Ausgangswerkstoffen oder Aluminium-Magnesium- Scandium-Ausgangswerkstoffen der voranstehend spezifizierten Zusammensetzung hervorragende Materialeigenschaften aufweist, die ein direktes Verwenden des generierten Strukturbauteils zulassen. Die inhärent hohen Abkühlgeschwindigkeiten des RP-Verfahrens ermöglichen es, hohe Festigkeiten, hohe Streckgrenzen, hervorragendes Korrosionsverhalten sowie eine sehr gute Schweißbarkeit zu erzielen. Erfindungsgemäß hergestellte RP- Strukturbauteile weisen typischerweise eine Zugfestigkeit (Rm) von mehr als 300 MPa und eine Streckgrenze (Rpo.2) von mehr als 200 MPa sowie eine Bruchdehnung (A5) von über 10 % auf.
Zwar sind aus dem Stand der Technik Aluminiumwerkstoffsysteme mit Scandium und Magnesium bekannt (vergleiche US 3 619 181 , DE 100 248 594 A1 , US 6 258 318 B1), jedoch werden die dort offenbarten Aluminiumwerkstoffsysteme mit Scandium bzw. Magnesium nur für Standardbleche verwendet. Ein Hinweis zur Verwendung solcher Werkstoffsysteme im Zusammenhang mit der direkten Bauteilgenerierung mittels Rapid-Prototyping-Verfahren, wie zum Beispiel dem direkten Metallsintern, findet sich nicht. Im Gegensatz dazu wird im Stand der Technik (vergleiche EP 0 918 095 A1 oder auch US 6 139 653) nur offenbart, Aluminium-Scandium- Werkstoffsysteme oder Aluminium-Magnesium-Scandium-Werkstoffsysteme für Feinguss oder auch Walzverfahren zu verwenden. Der entscheidende Vorteil, der durch die erfindungsgemäße Anwendung solcher an sich bekannten Werkstoffsysteme entsteht, ergibt sich durch die Kombination dieser Werkstoffsysteme mit dem RP-Verfahren und macht auf diese Weise das direkte Metallsintern von hochbelastbaren Strukturbauteilen aus Aluminiumlegierung möglich. Dabei wird auch der Umstand genutzt, dass das Aufschmelzen des Ausgangswerkstoffs gefolgt wird von einer Erstarrung mit nachfolgender schneller Abkühlung, auf Temperaturen < 350 0C, da die freiwerdende Schmelzwärme problemlos in den Bauteilhalter (auf dem das Strukturbauteil aufgebaut wird) oder in das aufwachsende Strukturbauteil selbst abfließen kann.
Die Attraktivität des erfindungsgemäßen Verfahrens kann dadurch gesteigert werden, dass gemäß einer weiteren Ausbildung der Erfindung, dem Ausgangswerkstoff solche zusätzlichen Legierungselemente beigefügt sind, die sich komplementär oder substitutiv zu Scandium verhalten, insbesondere Zr, Ti, Ta, Hf, Y, Er. Der Metallurge kennt alle diese Elemente als so genannte Dispersoide bildende Elemente (in der Regel in der stöchiometrischen Form AI3X), die zur Gefügeausbildung, thermo-mechanischen Gefügestabilisierung und Festigkeitssteigerung verwendet werden. Typischerweise liegt der Anteil dieser Disersoide bildenden Elemente pro Element bei maximal 2,0 Gew.-% und in Summe bei maximal 3,0 Gew.-%. Besonders bevorzugt liegt der Anteil der zu Skandium komplementären oder substituiven Elemente in Summe nicht über 0,8 Gew.-%.
Für das Werkstoffsystem Aluminium-Magnesium-Scandium eignen sich als weitere Legierungsbestandteile, je nach den gewünschten mechanisch technologischen Eigenschaften, die Elemente Zn, Mn, Ag, Li, Cu, Si, Fe wobei der Anteil dieser zusätzlichen Legierungselemente pro Element 0,05 Gew.-% bis 2,0 Gew.-% betragen kann.
Herstellungsbedingt weisen die verwendeten Aluminium-Scandium-Legierungen bzw. Aluminium-Magnesium-Scandium-Legierungen bekanntlich Verunreinigungen anderer Elemente auf, deren Gehalt einzeln maximal 0,5 Gew.- % und in Summe nicht mehr als 1 ,0 Gew.-% beträgt.
Zudem können dem Ausgangswerkstoff vor oder während des RP-Pozesses weitere Beimischungen aus metallischen oder nicht metallischen (z.B. keramische) Materialien (z.B. als Pulver) zugesetzt werden. Im Regelfall wird beim erfindungsgemäßen Verfahren der Ausgangswerkstoff in Form von Pulver oder Draht bereitgestellt. Die Kombination des Werkstoffsystems AIMgSc mit dem direkten Metallsintern zeigt jedoch auch sehr gute Ergebnisse des erzeugten Strukturbauteils, wenn der Ausgangswerkstoff vor dem Aufschmelzen, was in einer weiteren Ausbildung der Erfindung vorgeschlagen wird, als gesintertes, gegossenes oder extrudiertes Formteil vorliegt.
Zum Aufschmelzen des Ausgangswerkstoffes ist eine Vielzahl von Möglichkeiten gegeben. Üblicherweise erfolgt dies durch einen Laserstahl, einen Elektronenstrahl oder einen Lichtbogen. Es kann aber auch eine chemische, exotherme Reaktion verwendet werden, oder der Ausgangswerkstoff wird kapazitiv, konduktiv oder induktiv erwärmt. Auch eine beliebige Kombination dieser verschiedenen Wärmequellen ist möglich.
Bezüglich der erzielbaren Werkstoffeigenschaften erfolgt bei einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens die Abkühlung des aufgeschmolzenen Ausgangswerkstoffs mit einer Abkühlrate im Temperaturintervall Tliquidus - T350 0C, die größer als
100 K/sec ist. Obwohl solche Abkühlraten im RP- Verfahren an sich inhärent sind, kann zur Erzielung höherer Abkühlraten eine zusätzliche Kühlung verwendet werden. Der große Vorteil dieser hohen Abkühlgeschwindigkeit liegt bezogen auf das AI(Mg)Sc-Werkstoffsystem in der Möglichkeit, gewisse Mengen von Scandium im übersättigten Mischkristall zwängsgelöst zu halten. Besitzt der verwendete RP- Prozess deutlich höhere Abkühlgeschwindigkeiten, dann ist sogar eine Anhebung des erforderlichen Scandium-Gehalts auf über 0,8 Gew.-% möglich.
Zudem ist es vorteilhaft, wenn die Erstarrung und Abkühlung des aufgeschmolzenen Ausgangswerkstoffes unter Schutzgas oder im Vakuum stattfindet, wobei als Schutzgas bevorzugt ein solches oder Gemische solcher Gase zur Anwendung kommen, die im Stand der Technik zum Schweißen von Aluminiumwerkstoffen bekannt sind. Obwohl im Regelfall nicht erforderlich, kann eine dem RP-Verfahren nachgeschaltete Wärmebehandlung die Materialeigenschaften des hergestellten Strukturbauteils noch verbessern und insbesondere die Festigkeit und Zähigkeit erhöhen. Die nachträgliche Wärmebehandlung kann typischerweise bei Temperaturen zwischen 100 0C und 400 0C für eine Dauer von 10 min bis 100 h erfolgen (z.B. 250 0C - 400 0C / 10 min - 100 h oder 300 0C - 3500C / 1 h - 10 h). Besonders bevorzugt erfolgt die nachträglich Wärmebehandlung im Temperaturintervall von 250 0C bis 400 0C, für eine Dauer, die die Bildung kohärenter AI3Sc-Phasen bewirkt. D.h., durch die nachträgliche Wärmebehandlung ist eine zusätzliche, signifikante Verfestigung des AI(Mg)Sc- Materials (im RP-Bauteil) durch eine so genannte Ausscheidungshärtung über die Bildung kohärenter AI3Sc-Phasen möglich. Die so erzielbaren Festigkeiten liegen dann für die Zugfestigkeit als auch die Streckgrenze über 400 MPa bei immer noch, für eine direkte Anwendung, ausreichender Dehnung (A5 > 5 %). In Folge dessen lässt sich die schon gute Festigkeit des direkt generierten Strukturbauteils durch die nachfolgende Wärmebehandlung deutlich steigern, ohne dass das Zähigkeits- und das Korrosionsverhalten anwendungsgefährdend verschlechtert wird. Selbstverständlich kann die Wärmebehandlung auch in mehreren Stufen und/oder Schritten ausgeführt werden.
Des Weiteren kann das Strukturbauteil nach der nachträglichen Wärmebehandlung einer Schnellabkühlung (z.B. Abschrecken in Wasser) auf Raumtemperatur mit einer anschließenden Warmauslagerung im Temperaturbereich 100 0C - 250 0C für eine Dauer von 10 min bis 100 h unterzogen werden.
Beispiel:
Zum Nachweis des erfindungsgemäßen Verfahrens sowie der Vorteile eines damit hergestellten RP-Strukturbauteils, wurde folgender Versuch durchgeführt: Mittels eines fokussierten Nd-YAG Laserstrahls (Laserleistung: 3000 Watt, Fokussierung: 150 mm, Fokusdurchmesser: 300 μm) wurde ein AIMg4,6Sc1 ,4- Draht (Durchmesser 1 ,0 mm, Fördervolumen 7 m/min, Prozessgeschwindigkeit 2m/min) aufgeschmolzen, um so direkt ein blockförmiges Bauteil zu generieren. Als Substrat, und damit gleichzeitig als Wärmesenke, wurde ein 20 mm dicker und 100 x 300 mm großer Block aus der Legierung AIMg5,2MnZnZr verwendet. Auf dieses Substrat wurde das AlMgSc-Bauteil zeilenförmig aufgebaut bis es eine Größe von 150 x 50 x 5 mm besaß. Eine zusätzliche Kühlung wurde nicht genutzt. Schließlich wurde das AlMgSc-Bauteil vom Substrat entfernt und dessen Eigenschaften metallkundlich bewertet. Aus dem RP-Bauteil wurden Zugproben in Anlehnung an EN 10 002 entnommen. Folgende Kennwerte wurden ermittelt:
a) Zugfestigkeit im direkt generierten Werkstoff zustand (Mittelwert aus 2 Messungen):
Rm = 346 MPa Rpo,2 = 257 MPa A5 = 12%
b) Zugfestigkeit im direkt generierten Werkstoffzustand mit anschließender Wärmebehandlung 300 °C/5 Std. (Mittelwert aus 2 Messungen):
Rm = 450 MPa Rpo,2 = 400 MPa A5 = 5 %
Diese Kennwerte sind deshalb besonders überraschend, da die metallografische Beurteilung des RP-Bauteilgefüges zeigte, dass die Querschnittsflächen der Zugproben durch einen Porenanteil von 5 - 10 % massiv geschwächt waren. Bei einem porenfreien Querschnitt ist also eine noch höhere Zugfestigkeit zu erwarten.
Die Festigkeitswerte zeigen, dass ein RP-Bauteil aus AlMgSc-Werkstoff durchaus unmittelbar als hoch belastetes Strukturbauteil verwendbar oder in eine hochbelastete Struktur integrierbar ist. Des Weiteren liegen die ermittelten Kennwerte (insbesondere mit Wärmenachbehandlung) erheblich über den Festigkeiten von bisher direkt generierten AI-Bauteilen. Es werden sogar die Festigkeiten klassisch hergestellter Gusskomponenten (z. B. Feinguss mit kompletter herkömmlicher Prozesskette zur Erzielung bester Werkstoffkennwerte Rm = 300 - 400 MPa) deutlich überschritten.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteils aus einer Aluminiumbasislegierung mittels Rapid-Prototyping, wobei ein Ausgangswerkstoff von einer Wärmequelle lokal aufgeschmolzen wird und unmittelbar danach wieder erstarrt, dadurch gekennzeichnet, dass als Ausgangswerkstoff eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendet wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendete wird, die einen Scandium (Sc)- Anteil von mindestens 0,4 Gew.-% enthält.
3. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendete wird, die einen Scandium (Sc)- Anteil von 0,41 Gew.-% bis 2,0 Gew.-% enthält.
4. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendete wird, die einen Scandium (Sc)- Anteil von 0,8 Gew.-% bis 1 ,4 Gew.-% enthält.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 4, dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendet wird, der ein Magnesium (Mg)- Anteil von 2,0 Gew.-% bis 10,0 Gew.-% zulegiert ist.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 4, dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendet wird, der ein Magnesium (Mg)- Anteil von 3,0 Gew.-% bis 6,0 Gew.-% zulegiert ist.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 4, dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Scandium-Legierung verwendet wird, der ein Magnesium (Mg)- Anteil von 4,0 Gew.-% bis 5,0 Gew.-% zulegiert ist.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche Anspruch 5 - 7, dadurch gekennzeichnet, dass eine Aluminium-Magnesium-Scandium Legierung verwendet wird, die mindestens ein weiteres Legierungselemente der Gruppe bestehend aus Zn, Cu, Mn, Si, Li, Ag und Fe enthält, mit einem Anteil von 0,05 Gew-% bis 2,0 Gew.r% pro Element.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 8, dadurch gekennzeichnet, dass ein Ausgangswerkstoff verwendet wird, dem zusätzlich solche Legierungselemente zugefügt sind, die sich zu Scandium (Sc) komplementär oder substitutiv verhalten, insbesondere Zr, Ti, Ta, Hf, Y, Er, wobei ihr Anteil in dem Ausgangswerkstoff einzeln 2,0 Gew.-% und in Summe 3,0 Gew.-% nicht überschreitet.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass ein Ausgangswerkstoff verwendet wird, bei dem der Anteil der zu Scandium (Sc) kompatiblen Elemente in Summe einen Gehalt von 0,8 Gew.-% nicht überschreitet.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 9, dadurch gekennzeichnet, dass dem Ausgangswerkstoff vor oder während des Rapid-Prototyping- Prozesses weitere Beimengungen aus metallischen oder nichtmetallischen Materialien zugesetzt werden.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 11 , dadurch gekennzeichnet, dass der Ausgangswerkstoff in Pulver- oder Drahtform vorliegt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 11 , dadurch gekennzeichnet, dass der Ausgangswerkstoff als gesintertes, gegossenes oder extrudiertes Formteil vorliegt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 13, dadurch gekennzeichnet, dass zum Aufschmelzen des Ausgangswerkstoffes ein Laserstahl, ein Elektronenstrahl oder ein Lichtbogen verwendet wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 13, dadurch gekennzeichnet, dass zum Aufschmelzen des Ausgangswerkstoffes eine chemische exotherme Reaktion verwendet wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Ausgangswerkstoff kapazitiv, konduktiv oder induktiv erwärmt wird.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 13, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erwärmung des Ausgangsstoffes eine beliebige Kombination der Methoden gemäß den Ansprüchen 14 - 16 verwendet wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des aufgeschmolzenen Ausgangswerkstoffs im Temperaturintervall Tliquidus - T350 0C mit einer Abkühlrate größer als 100 K/sec erfolgt.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate des aufgeschmolzenen Ausgangswerkstoffes durch eine zusätzliche Kühlung erhöht wird.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Erstarrung und Abkühlung des aufgeschmolzenen Ausgangswerkstoffes unter Schutzgas oder im Vakuum stattfindet.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 20, dadurch gekennzeichnet, dass das aus dem Ausgangswerkstoff hergestellte Strukturbauteil einer nachträglichen Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 100 0C und 400 0C für eine Dauer von 10 min bis 100 h unterzogen wird.
22. Verfahren nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, dass die nachträglich Wärmebehandlung im Temperaturintervall von 250 0C - 400 0C erfolgt, für eine Dauer, die die Bildung kohärenter AI3Sc-Phasen bewirkt.
23. Verfahren nach Anspruch 21 oder 22, dadurch gekennzeichnet, dass die nachträgliche Wärmebehandlung in mehreren Stufen und/oder Schritten ausgeführt wird.
24. Verfahren nach Anspruch 21 , 22 oder 23, dadurch gekennzeichnet, dass das Strukturbauteil nach der nachträglichen Wärmebehandlung einer Schnellabkühlung auf Raumtemperatur unterzogen wird.
25. Verfahren nach Anspruch 24, dadurch gekennzeichnet, dass nach der Schnellabkühlung eine weitere Warmauslagerung im Temperaturbereich 100 0C - 250 0C für eine Dauer von 10 min bis 100 h erfolgt.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 25, dadurch gekennzeichnet, dass auf einem blockförmigen Basissubstrat aus einer Aluminium- Magnesium-Legierung ein drahtförmiges Ausgangsmaterial der Beschaffenheit AIMg4,6Sc1 ,4 mittels eines Laserstrahls zeilenweise aufgeschmolzen und abgekühlt wird und so ein AlMgSc-Strukturbauteil erzeugt wird.
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