WO2019155180A1 - Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium - Google Patents

Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium Download PDF

Info

Publication number
WO2019155180A1
WO2019155180A1 PCT/FR2019/050805 FR2019050805W WO2019155180A1 WO 2019155180 A1 WO2019155180 A1 WO 2019155180A1 FR 2019050805 W FR2019050805 W FR 2019050805W WO 2019155180 A1 WO2019155180 A1 WO 2019155180A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
equal
less
mass fraction
alloy
laser
Prior art date
Application number
PCT/FR2019/050805
Other languages
English (en)
Inventor
Bechir CHEHAB
Original Assignee
C-Tec Constellium Technology Center
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by C-Tec Constellium Technology Center filed Critical C-Tec Constellium Technology Center
Priority to US17/257,443 priority Critical patent/US20210276099A1/en
Priority to CA3102411A priority patent/CA3102411A1/fr
Priority to EP19720977.8A priority patent/EP3821047A1/fr
Priority to JP2020570514A priority patent/JP7314184B2/ja
Priority to KR1020217002276A priority patent/KR102722473B1/ko
Priority to DE19720977.8T priority patent/DE19720977T1/de
Priority to CN201980044276.0A priority patent/CN112368407A/zh
Publication of WO2019155180A1 publication Critical patent/WO2019155180A1/fr

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/25—Direct deposition of metal particles, e.g. direct metal deposition [DMD] or laser engineered net shaping [LENS]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y40/00—Auxiliary operations or equipment, e.g. for material handling
    • B33Y40/20—Post-treatment, e.g. curing, coating or polishing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0408—Light metal alloys
    • C22C1/0416—Aluminium-based alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/05—Light metals
    • B22F2301/052—Aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • additive manufacturing is defined, according to the French standard XP E67-001, as a “set of methods for manufacturing, layer by layer, by adding material, a physical object from a digital object. ". ASTM F2792 (January 2012) also defines additive manufacturing. Different additive manufacturing modalities are also defined and described in ISO / ASTM 17296-1. The use of additive manufacturing to produce an aluminum part, with low porosity, has been described in WO2015 / 006447. The application of successive layers is generally carried out by applying a so-called filler material, then melting or sintering the filler material using a laser beam type energy source, electron beam, plasma torch or electric arc.
  • each added layer is of the order of a few tens or hundreds of microns.
  • An additive manufacturing means is the melting or sintering of a filler material in the form of a powder. It can be fusion or sintering by a beam of energy.
  • selective laser sintering techniques selective laser sintering, SLS or direct metal laser sintering, DMLS
  • a layer of metal powder or metal alloy is applied to the part to be manufactured and is selectively sintered according to the model
  • SLM selective laser melting
  • EBM electron beam melting
  • Laser melting deposition is also known (laser melting
  • LMD liquid crystal deposition
  • manufacturing a high strength aluminum comprising: preparing an atomized aluminum powder having one or more desired approximate powder sizes and approximate morphology; sintering the powder to form a product by additive manufacturing; dissolution in solution; quenching; and the income from aluminum made additively.
  • Patent Application EP2796229 discloses a method of forming a dispersion strengthened aluminum alloy comprising the steps of: obtaining, in a powder form, an aluminum alloy composition which is capable of acquire a dispersion enhanced microstructure; directing a low energy laser beam onto a portion of the powder having the composition of the alloy; removing the laser beam from the portion of the powdered alloy composition; and cooling the portion of the powdered alloy composition to a higher speed or equal to about 10 6 ° C per second, to thereby form the dispersion strengthened aluminum alloy metal.
  • the method is particularly suitable for an alloy having a composition according to the following formula: AlcompFeaSibXc, wherein X represents at least one member selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, W, Nb and Ta; "A” ranges from 2.0 to 7.5 atomic percent; “B” ranges from 0.5 to 3.0 atomic%; “C” ranges from 0.05 to 3.5 atomic%; and the balance is aluminum and accidental impurities, provided that the [Fe + Si] / Si ratio is in the range of about 2.0: 1 to 5.0: 1.
  • a light and resistant alloy performing at high temperature, comprising aluminum, silicon, and iron and / or nickel.
  • Patent Application EP3026135 discloses a casting alloy
  • This molding alloy is adapted to be sprayed with an inert gas to form a powder, the powder being used to form an object by additive laser manufacturing, the object then undergoing a treatment of income.
  • OSiMg, AI7SiMg and AU 2Si are the most mature aluminum alloys for the SLM application. These alloys offer a very good aptitude for the SLM process but suffer from limited mechanical properties.
  • the Scalmalloy® (DE102007018123A1) developed by APWorks offers (with a post-manufacturing heat treatment of 4 hours at 325 ° C) good mechanical properties at room temperature.
  • this solution suffers from a high cost in powder form related to its high scandium content ( ⁇ 0.7% Sc) and the need for a specific atomization process.
  • This solution also suffers from poor mechanical properties at high temperature, for example greater than 150 ° C.
  • additive manufacturing depend on the alloy forming the filler metal, and more precisely on its composition, the parameters of the additive manufacturing process as well as the heat treatments applied.
  • the inventors have determined an alloy composition which, used in an additive manufacturing process, makes it possible to obtain pieces having remarkable characteristics.
  • the parts obtained according to the present invention have improved characteristics compared with the prior art (in particular alloy 8009), in particular in terms of hardness under heat (for example after 1 hour at 400 ° C.).
  • a first object of the invention is a method for manufacturing a part comprising a formation of successive solid metal layers superimposed on each other, each layer describing a pattern defined from a numerical model, each layer being formed by the deposition of a metal, said filler metal, the filler metal being subjected to a supply of energy so as to melt and form, by solidifying, said layer, in which the metal in the form of a powder, whose exposure to an energy beam results in a melting followed by solidification so as to form a solid layer, the process being characterized in that the filler metal is a aluminum alloy comprising at least the following alloying elements:
  • Ni in a mass fraction of 1 to 6%, preferably 1 to 5%, more preferably from 2 to 4%;
  • Mn in a mass fraction of 1 to 7%, preferably 1 to 6%, more preferably 2 to 5%;
  • Fe in a mass fraction of less than or equal to 1%, preferably from 0.05 to 0.5%, more preferably from 0.1 to 0.3%;
  • alloy according to the present invention may also comprise:
  • impurities with a mass fraction of less than 0.05% each (ie 500 ppm) and less than 0.15% in total;
  • the alloy according to the present invention comprises a
  • part of the Zr can be kept in solid solution during the SLM process and can thus allow additional hardening during post-production heat treatment, for example at 400 ° C., by formation of dispersoids nanometric type AI3Zr for example.
  • the melting of the powder may be partial or total. Preferably, from 50 to 100% of the exposed powder will melt, more preferably from 80 to 100%.
  • the alloy may also comprise Cu in a mass fraction of 0 to 8%, preferably 0 to 6%, more
  • the alloy may also comprise at least one element chosen from: Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Hf, Ce, Sc, La, V, Co and / or mischmetal, in a mass fraction of less than or equal to 5%, preferably less than or equal to 3% each, and less than or equal to 15%, preferably less than or equal to 12%, and even more
  • the addition of Sc is avoided, the preferred mass fraction of Sc then being less than 0.05%, and preferably less than 0.01%.
  • the amount of La is less than or equal to 3% by mass fraction.
  • the addition of La is avoided, the preferred mass fraction of La then being less than 0.05%, and preferably less than 0.01% by mass fraction.
  • the alloy may also comprise at least one element chosen from: Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In and / or Sn, with a mass fraction of less than or equal to 1%, of preferably less than or equal to 0.1%, even more preferably less than or equal to 700 ppm each, and less than or equal to 2%, preferably less than or equal to 1% in total.
  • the addition of Bi is avoided, the preferred mass fraction of Bi then being less than 0.05%, and preferably less than 0.01%.
  • the alloy may also comprise at least one element chosen from: Ag according to a mass fraction of 0.06 to 1%, Li according to a mass fraction of 0.06 to 1%, and / or Zn according to a mass fraction of 0.06 to 1%. These elements may act on the resistance of the material by hardening precipitation or by their effect on the properties of the solid solution.
  • the alloy may also comprise Mg in a mass fraction of at least 0.06% and at most 0.5%.
  • Mg is not recommended and the Mg content is
  • the alloy may also comprise at least one element for refining the grains and to avoid a coarse columnar microstructure, for example AITiC or AITiB2 (for example in AT5B or AT3B form), in an amount of less than or equal to 50 kg. / tonne, preferably less than or equal to 20 kg / tonne, more preferably less than or equal to 12 kg / tonne each, and less than or equal to 50 kg / tonne, preferably less than or equal to 20 kg / tonne in total.
  • AITiC or AITiB2 for example in AT5B or AT3B form
  • the method may comprise, following the formation of the layers:
  • a heat treatment typically at a temperature of at least 100 ° C and at most 550 ° C,
  • CIC hot isostatic compression
  • the heat treatment may in particular allow a
  • the CIC treatment can in particular make it possible to improve the elongation properties and the fatigue properties.
  • Hot isostatic compression can be performed before, after or instead of heat treatment.
  • the hot isostatic compression is carried out at a temperature of 250 ° C to 550 ° C and preferably 300 ° C to 450 ° C at a pressure of 500 to 3000 bar and for a period of 0, 5 to 10 hours.
  • Hot isostatic compression can in this case
  • the process according to the invention is advantageous because it preferably does not require solution treatment followed by quenching. Solution may have a detrimental effect on mechanical strength in some cases by participating in a magnification of dispersoids or fine intermetallic phases.
  • the method according to the present invention further optionally comprises a machining treatment, and / or a chemical, electrochemical or mechanical surface treatment, and / or tribofinishing. These treatments can be carried out in particular to reduce the roughness and / or improve the corrosion resistance and / or improve the resistance to the initiation of fatigue cracks.
  • a second object of the invention is a metal part, obtained by a method according to the first subject of the invention.
  • a third object of the invention is a powder comprising
  • an aluminum alloy comprising at least the following alloying elements:
  • Ni in a mass fraction of 1 to 6%, preferably 1 to 5%, more preferably 2 to 4%;
  • Mn in a mass fraction of 1 to 7%, preferably 1 to 6%, more preferably 2 to 5%;
  • Fe in a mass fraction of less than or equal to 1%, preferably from 0.05 to 0.5%, more preferably from 0.1 to 0.3%;
  • alloy according to the present invention can comprise
  • impurities with a mass fraction of less than 0.05% each (ie 500 ppm) and less than 0.15% in total;
  • the aluminum alloy of the powder according to the present invention may also comprise:
  • the addition of Sc is avoided, the preferred mass fraction of Sc then being less than 0.05%, and preferably less than 0.01%.
  • the amount of La is less than or equal to 3% by mass fraction.
  • the addition of La is avoided, the preferred mass fraction of La being then less than
  • P, B, In, and / or Sn in a mass fraction of less than or equal to 1%, preferably less than or equal to 0.1%, even more preferably less than or equal to 700 ppm each, and less than or equal to 2 %, preferably less than or equal to 1% in total.
  • the addition of Bi is avoided, the preferred mass fraction of Bi then being less than 0.05%, and preferably less than 0.01%. ; and or
  • Mg according to a mass fraction of at least
  • the Mg content is preferably kept below an impurity value of 0.05% by mass; and or Optionally at least one element chosen for refining the grains and avoiding a coarse columnar microstructure, for example AITiC or AITiB2 (for example in AT5B or AT3B form), in an amount of less than or equal to 50 kg / tonne, preferably less than or equal to 20 kg / ton, even more preferably less than or equal to 12 kg / ton each, and less than or equal to 50 kg / ton, preferably less than or equal to 20 kg / tonne in total.
  • AITiC or AITiB2 for example in AT5B or AT3B form
  • FIG. 1 is a diagram illustrating an additive manufacturing process of SLM type, or EBM.
  • FIGs. 2 shows a micrograph of a cross section of a
  • FIG. 1 generally describes an embodiment, in which
  • the filler material is in the form of an alloy powder according to the invention.
  • a source of energy for example a laser source or an electron source 31, emits a beam of energy, for example a laser beam or an electron beam 32.
  • the energy source is coupled to the input material by an optical system or electromagnetic lenses 33, the movement of the beam can thus be determined according to a digital model M.
  • the energy beam 32 follows a movement along the longitudinal plane XY, describing a pattern dependent on the numerical model M.
  • the powder 25 is deposited on a support 10. The interaction of the energy beam 32 with the powder 25 generates a selective fusion of the latter, followed solidification, resulting in the formation of a layer 20i ... 20 n . When a layer has been formed, it is coated with powder of the filler metal and another layer is formed, superimposed on the layer previously made.
  • the thickness of the powder forming a layer may for example be 10 to 100 ⁇ m.
  • This additive manufacturing method is typically known as selective laser melting (SLM) when the energy beam is a laser beam, the process being in this case
  • EBM electron beam melting
  • the layer is obtained by selective sintering by laser (selective laser sintering, SLS or direct metal laser sintering, DMLS), the layer of alloy powder according to the invention being sintered selectively according to the numerical model chosen with thermal energy provided by a laser beam.
  • laser selective laser sintering, SLS or direct metal laser sintering, DMLS
  • the powder is sprayed and melted simultaneously by a generally laser beam. This process is known as laser melting deposition.
  • Direct Energy Deposition Direct Energy Deposition, DED
  • direct deposit of metal Direct Metal Deposition, DMD
  • direct laser deposit Direct Laser Deposition, DLD
  • laser deposition technology Laser Deposition Technology, LDT
  • Laser Metal Deposition Laser Deposition, LMD
  • Laser Engineering Net Shaping LENS
  • Electroplating Technology laser Laser Cladding Technology, LCT
  • LCT Laser Cladding Technology
  • the method according to the invention is used for producing a hybrid part comprising a part 10 obtained by conventional rolling and / or spinning and / or molding and / or forging optionally followed by machining and an integral part 20 obtained by additive manufacturing.
  • This embodiment may also be suitable for the repair of parts obtained by conventional methods.
  • the metal parts obtained by the process according to the invention are particularly advantageous because they have a hardness in the raw state of manufacture lower than that of a reference in 8009, and at the same time a hardness after a superior heat treatment that of a reference in 8009.
  • the hardness of the alloys according to the present invention increases between the raw state of manufacture and the state after a heat treatment .
  • the lower crude hardness of manufacturing the alloys according to the present invention with respect to an 8009 alloy is considered advantageous for SLM processability, by inducing a lower stress level during SLM manufacture and thus lower sensitivity to hot cracking.
  • the higher hardness after a heat treatment (for example 1 hour at 400 ° C.) of the alloys according to the present invention with respect to an 8009 alloy provides a better thermal stability.
  • the heat treatment could be a post-manufacturing SLM hot isostatic pressing (CIC) stage.
  • CIC post-manufacturing SLM hot isostatic pressing
  • the alloys according to the present invention are softer in the raw state of manufacture but have a better hardness after heat treatment, resulting in better mechanical properties for the parts in use.
  • the Knoop hardness HK0,05 in the raw state of manufacture of the metal parts obtained according to the present invention is preferably from 110 to 250 HK, more preferably from 130 to 220 HK.
  • the Knoop HK0,05 hardness of the metal parts obtained according to the present invention after a heat treatment of at least 100 ° C. and at most 550 ° C. and / or a hot isostatic compression, for example after 1 h at 400 ° C, is 140 to 300 HK, more preferably 150 to 250 HK.
  • the protocol for measuring the Knoop hardness is described in the examples below.
  • average particle size of 5 to 100 miti, preferably 5 to 25 miti, or 20 to 60 miti.
  • the values given mean that at least 80% of the particles have an average size in the specified range;
  • the sphericity of a powder can for example be determined using a morphogranulometer
  • the flowability of a powder may for example be determined according to ASTM B213 or ISO 4490: 2018. According to ISO 4490: 2018, the flow time is preferably less than 50 s;
  • the porosity preferably from 0 to 5%, more preferably from 0 to 2%, even more preferably from 0 to 1% by volume.
  • the porosity can in particular be determined by scanning electron microscopy or by helium pycnometry (see ASTM B923);
  • the powder according to the present invention can be obtained by means of
  • the powder can be obtained by mixing primary powders before exposure to the energy beam, different compositions of the primary powders having an average composition corresponding to the composition of the alloy according to the invention.
  • infusible, non-soluble particles for example oxides or particles T1B2 or carbon particles
  • these particles can be used to refine the microstructure. They can also be used to harden the alloy if they are nanoscale. These particles may be present in a volume fraction of less than 30%, preferably less than 20%, more preferably less than 10%.
  • the powder according to the present invention can be obtained for example by gas jet atomization, plasma atomization, water jet atomization, ultrasonic atomization, centrifugal atomization, electrolysis and spheronization, or grinding and spheronization.
  • the powder according to the present invention is obtained by gas jet atomization.
  • the gas jet atomization method has the advantage of producing a powder having a spherical shape, in contrast to the water jet atomization which produces a powder having an irregular shape.
  • Another advantage of gas jet atomization is a good powder density, in particular due to the spherical shape and the particle size distribution. Yet another advantage of this method is good reproducibility of the particle size distribution.
  • the powder according to the present invention may be steamed, in particular to reduce its moisture.
  • the powder can also be packaged and stored between its manufacture and its use.
  • the powder according to the present invention may especially be used in the following applications:
  • selective laser sintering Selective Laser Sintering or SLS
  • direct sintering of metal by laser Direct Metal Laser Sintering or DMLS in English
  • SLM Selective Laser Melting
  • EBM Electron Beam Melting
  • Laser melting deposition Laser Melting Deposition
  • direct deposit by contribution of energy Direct Energy Deposition or DED in English
  • direct deposit of metal Direct Metal Deposition or DMD in English
  • direct laser deposit Direct Laser Deposition or DLD in English
  • Laser Deposition Technology Laser Deposition Technology or LDT
  • LCD laser cladding technology
  • LFMT laser freeform manufacturing technology
  • laser melting deposit Laser Metal Deposition or LMD in English
  • cold spraying Cold Spray Consolidation or CSC
  • friction additive manufacturing Additional Friction Stir or AFS
  • Alloys according to the present invention called Innovl, Innnov2 and Innnov3, and an alloy 8009 of the prior art were cast in a copper mold using an Induthem VC 650V machine to obtain ingots of 130 mm in height. , 95 mm wide and 5 mm thick.
  • the composition of the alloys, obtained by ICP, is given as a percentage of mass fraction in the following Table 1.
  • the alloys as described in Table 1 above were tested by a rapid prototyping method. Samples were machined for scanning the surface with a laser, in the form of platelets of dimensions 60 ⁇ 22 ⁇ 3 mm, from the ingots obtained above. The wafers were placed in an SLM machine and surface sweeps were performed with a laser using the same scanning strategy and process conditions representative of those used for the SLM process. It has indeed been found that it is possible in this way to evaluate the suitability of the alloys for the SLM process and in particular the surface quality, the sensitivity to hot cracking, the hardness in the raw state and the hardness. after heat treatment. Under the laser beam, the metal melts in a bath 10 to 350 pm thick. After passing the laser, the metal cools rapidly as in the SLM process. After laser scanning, a thin surface layer 10 to 350 ⁇ m thick was melted and then solidified. The properties of the metal in this layer are close to the properties of the metal at the core of a part manufactured by SLM because the scanning parameters are
  • the laser scanning of the surface of the various samples was carried out using a 3DSystems ProX300 selective laser melting machine.
  • the laser source had a power of 250 W, the vector deviation was 60 ⁇ m, the scanning speed was 300 mm / s and the beam diameter was 80 ⁇ m.
  • Hardness is an important property for alloys. Indeed, if the hardness in the recoat layer by scanning the surface with a laser is high, a part made with the same alloy will potentially have a high breaking strength.
  • the hardness was measured at room temperature according to the Knoop scale with a load of 50 g after laser treatment (in the raw state) and after additional heat treatment at 400 ° C. for different durations (1 h, 4 hours). h and 10 h), in particular to evaluate the suitability of the alloy for hardening during a heat treatment and the effect of a possible CIC treatment on the mechanical properties.
  • the alloys according to the present invention showed a Knoop hardness HK0.05 in the raw state lower than that of the reference alloy 8009, but after a heat treatment at 400 ° C. , higher than that of the reference alloy 8009.
  • the Knoop HK0,05 hardness of the alloys according to the present invention was increased by the heat treatment of 1 hour and 4 hours. This increase would be related to the formation during heat treatment of Zr based hardening dispersoids.
  • the Knoop hardness HK0.05 of the 8009 reference was greatly reduced by the heat treatment. The response of the alloy according to the present invention to a heat treatment is thus improved compared to that of a reference alloy in 8009.
  • Table 2 above shows the best thermal stability of the alloys according to the present invention relative to the reference alloy 8009. Indeed, the hardness of alloy 8009 dropped sharply from the beginning of the heat treatment, then reached a plateau. On the contrary, the hardness of the alloys according to the present invention first increased and then decreased gradually. Finally, the addition of Cu in the alloy according to the present invention has further increased the hardness HK0,05 while maintaining good thermal stability.
  • the ingots of each alloy were then converted into powder by atomization using a VIGA atomizer (Vacuum Inert Gas Atomization).
  • the particle size of the powder of each alloy was measured by laser diffraction with a Malvern 2000 instrument and is given in Table 4 below.
  • the Invention 3 alloy seems particularly advantageous, as shown in the tables below.
  • the powder of the Invention 3 alloy has been used successfully for SLM testing using an EOS M290 laser selective melting machine. The tests were carried out with the following parameters: layer thickness: 60 miti, 370-390 W laser power, plateau heating at around 200 ° C, vector deviation 0.11-0.13 mm, laser speed 1000-1400 mm / s.
  • test pieces Two types were printed:
  • the cracking specimens of the alloy Invention 3 showed a very low sensitivity to cracking.
  • cylinders of the alloy Invention 3 underwent a relaxation heat treatment of 2 hours at 300 ° C. Some test pieces were used in the raw state of relaxation and others were further treated for 1 hour or 4 hours at 400 ° C (hardening annealing).
  • the alloys according to the present invention therefore make it possible to dispense with a conventional thermal treatment of the solution / quench / tempering type.
  • the 1 hour heat treatment at 400 ° C can simulate a hot isostatic pressing stage and / or a long aging (> 1000h) at the test temperature (service temperature).
  • the invention Invention 3 thus combines a very good processability in SLM (very low sensitivity to cracking), very good mechanical properties at room temperature, at 200 ° C and 250 ° C.
  • the powder of the alloys 1, 4 and 5 has been used successfully for SLM tests using a selective laser melting machine.
  • FormUp 350 marketed by the company AddUp.
  • the tests were carried out with the following parameters: layer thickness: 60pm, power of the 370W-390W laser, plateau heating at around 200 ° C, vector deviation 0.11-0.13 mm, laser speed 1000-1400 mm / s.
  • Cylindrical specimens (45 mm in height and 11 mm in diameter) for tensile tests in the direction of construction Z (most critical direction) were printed.
  • the cylinders of the alloys 1, 4 and 5 have undergone a flash heat treatment of 2 hours at 300 ° C. Some test pieces were used in the raw state of relaxation and others were further treated for 1 hour at 400 ° C (hardening annealing).
  • the alloys tested have a yield strength in the raw state greater than 250 MPa and exceeding 400 MPa for the alloys of invention 1 and invention 4.
  • the heat treatment of 1 hour at 400 ° C. can simulate a step of
  • the alloys tested thus combine a very good processability in SLM (very low sensitivity to cracking), very good mechanical properties at room temperature, at 200 ° C and 250 ° C.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce (20) comportant une formation de couches métalliques solides successives (201...20n), superposées les unes aux autres, chaque couche décrivant un motif défini à partir d'un modèle numérique (M), chaque couche étant formée par le dépôt d'un métal (25), dit métal d'apport, le métal d'apport étant soumis à un apport d'énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, dans lequel le métal d'apport prend la forme d'une poudre (25), dont l'exposition à un faisceau énergétique (32) résulte en une fusion suivie d'une solidification de façon à former une couche solide (201...20n), le procédé étant caractérisé en ce que le métal d'apport (25) est un alliage d'aluminium comprenant au moins les éléments d'alliage suivant : Ni, selon une fraction massique de 1 à 6 %, de préférence de 1 à 5 %, plus préférentiellement de 2 à 4 %; Mn, selon une fraction massique de 1 à 7 %, de préférence de 1 à 6 %, plus préférentiellement de 2 à 5 %; Zr, selon une fraction massique de 0,5 à 4 %, de préférence de 1 à 3 %; Fe, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence de 0,05 à 0,5 %, plus préférentiellement de 0,1 à 0,3 %; Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,5 %. L'invention concerne également une pièce obtenue par ce procédé. L'alliage utilisé dans le procédé de fabrication additive selon l'invention, permet d'obtenir des pièces aux caractéristiques remarquables.

Description

Description
Titre de l'invention : Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
[0001] Domaine technique
[0002] Le domaine technique de l'invention est un procédé de fabrication
d'une pièce en alliage d'aluminium, mettant en œuvre une technique de fabrication additive.
[0003] Art antérieur
[0004] Depuis les années 80, les techniques de fabrication additive se sont développées. Elles consistent à mettre en forme une pièce par ajout de matière, ce qui est à l'opposé des techniques d'usinage, qui visent à enlever de la matière. Autrefois cantonnée au prototypage, la fabrication additive est à présent opérationnelle pour fabriquer des produits industriels en série, y compris des pièces métalliques.
[0005] Le terme « fabrication additive » est défini, selon la norme française XP E67-001 , comme un "ensemble des procédés permettant de fabriquer, couche par couche, par ajout de matière, un objet physique à partir d'un objet numérique". La norme ASTM F2792 (janvier 2012) définit également la fabrication additive. Différentes modalités de fabrication additive sont aussi définies et décrites dans la norme ISO/ASTM 17296-1. Le recours à une fabrication additive pour réaliser une pièce en aluminium, avec une faible porosité, a été décrit dans le document WO2015/006447. L'application de couches successives est généralement réalisée par application d'un matériau dit d'apport, puis fusion ou frittage du matériau d'apport à l'aide d'une source d'énergie de type faisceau laser, faisceau d'électrons, torche plasma ou arc électrique. Quelle que soit la modalité de fabrication additive appliquée, l'épaisseur de chaque couche ajoutée est de l'ordre de quelques dizaines ou centaines de microns. [0006] Un moyen de fabrication additive est la fusion ou le frittage d'un matériau d'apport prenant la forme d'une poudre. Il peut s'agir de fusion ou de frittage par un faisceau d’énergie.
[0007] On connaît notamment les techniques de frittage sélectif par laser (sélective laser sintering, SLS ou direct métal laser sintering, DMLS), dans lequel une couche de poudre de métal ou d'alliage métallique est appliquée sur la pièce à fabriquer et est frittée sélectivement selon le modèle
numérique avec de l'énergie thermique à partir d'un faisceau laser. Un autre type de procédé de formation de métal comprend la fusion sélective par laser (sélective laser melting, SLM) ou la fusion par faisceau d'électrons (électron beam melting, EBM), dans lequel l'énergie thermique fournie par un laser ou un faisceau d’électrons dirigé est utilisée pour fondre sélectivement (au lieu de fritter) la poudre métallique afin qu'elle fusionne à mesure qu'elle refroidit et se solidifie.
[0008] On connaît également le dépôt par fusion laser (laser melting
déposition, LMD) dans lequel la poudre est projetée et fondue par un faisceau laser de façon simultanée.
[0009] La demande de brevet WO2016/209652 décrit un procédé pour
fabriquer un aluminium à haute résistance mécanique comprenant : la préparation d’une poudre d'aluminium atomisée ayant une ou plusieurs tailles de poudre approximative désirée et une morphologie approximative ; le frittage de la poudre pour former un produit par fabrication additive ; la mise en solution ; la trempe ; et le revenu de l'aluminium fabriqué de façon additive.
[0010] La demande de brevet EP2796229 divulgue un procédé de formation d'un alliage métallique d'aluminium renforcé par dispersion comprenant les étapes consistant à : obtenir, sous une forme de poudre, une composition d'alliage d'aluminium qui est susceptible d'acquérir une microstructure renforcée par dispersion ; diriger un faisceau laser à basse densité d'énergie sur une partie de la poudre ayant la composition de l’alliage ; retirer le faisceau laser de la partie de la composition d'alliage en poudre ; et refroidir la partie de la composition d'alliage en poudre à une vitesse supérieure ou égale à environ 106 °C par seconde, pour former ainsi l'alliage métallique d'aluminium renforcé par dispersion. La méthode est particulièrement adaptée pour un alliage ayant une composition selon la formule suivante : AlcompFeaSibXc, dans laquelle X représente au moins un élément choisi dans le groupe constitué par Mn, V, Cr, Mo, W, Nb et Ta ; « a » va de 2,0 à 7,5 % en atomes ; « b » va de 0,5 à 3,0 % en atomes ; « c » va de 0,05 à 3,5 % en atomes ; et le complément est de l'aluminium et des impuretés accidentelles, à condition que le rapport [Fe+Si]/Si se situe dans la gamme d'environ 2,0:1 à 5,0:1.
[0011 ] La demande de brevet US2017/0211168 divulgue un procédé de
fabrication d’un alliage léger et résistant, performant à haute température, comprenant de l’aluminium, du silicium, et du fer et/ou du nickel.
[0012] La demande de brevet EP3026135 décrit un alliage de moulage
comprenant 87 à 99 parts en poids d’aluminium et de silicium, 0,25 à 0,4 parts en poids de cuivre et 0,15 à 0,35 parts en poids d’une combinaison d’au moins deux éléments parmi Mg, Ni et Ti. Cet alliage de moulage est adapté pour être pulvérisé par un gaz inerte pour former une poudre, la poudre étant utilisée pour former un objet par fabrication additive par laser, l’objet subissant ensuite un traitement de revenu.
[0013] La publication « Characterization of Al-Fe-V-Si heat-resistant
aluminum alloy components fabricated by sélective laser melting », Journal of Material Research, Vol. 30, No. 10, May 28, 2015, décrit la fabrication par SLM de composants résistants à la chaleur de composition, en % en poids, AI-8.5Fe-1.3V-1.7SL
[0014] La publication « Microstructure and mechanical properties of Al-Fe-V- Si aluminum alloy produced by électron beam melting », Materials
Science&Engineering A659(2016)207-214, décrit des pièces du même alliage que dans l’article précédent obtenues par EBM.
[0015] Il existe une demande grandissante d'alliages d'aluminium à haute
résistance pour l'application SLM. Les alliages 4xxx (principalement
AU OSiMg, AI7SiMg et AU 2Si) sont les alliages d'aluminium les plus matures pour l'application SLM. Ces alliages offrent une très bonne aptitude au procédé SLM mais souffrent de propriétés mécaniques limitées.
[0016] Le Scalmalloy® (DE102007018123A1 ) développé par APWorks offre (avec un traitement thermique post-fabrication de 4h à 325°C) de bonnes propriétés mécaniques à température ambiante. Cependant cette solution souffre d'un coût élevé sous forme de poudre lié à sa teneur élevée en scandium (~ 0,7% Sc) et à la nécessité d'un processus d'atomisation spécifique. Cette solution souffre également de mauvaises propriétés mécaniques à haute température, par exemple supérieure à 150°C.
[0017] Les propriétés mécaniques des pièces d'aluminium obtenues par
fabrication additive dépendent de l'alliage formant le métal d'apport, et plus précisément de sa composition, des paramètres du procédé de fabrication additive ainsi que des traitements thermiques appliqués. Les inventeurs ont déterminé une composition d'alliage qui, utilisée dans un procédé de fabrication additive, permet d'obtenir des pièces ayant des caractéristiques remarquables. En particulier, les pièces obtenues selon la présente invention ont des caractéristiques améliorées par rapport à l’art antérieur (notamment un alliage 8009), en particulier en termes de dureté à chaud (par exemple après 1 h à 400°C).
[0018] Exposé de l’invention
[0019] Un premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce comportant une formation de couches métalliques solides successives, superposées les unes aux autres, chaque couche décrivant un motif défini à partir d'un modèle numérique, chaque couche étant formée par le dépôt d'un métal, dit métal d'apport, le métal d'apport étant soumis à un apport d'énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, dans lequel le métal d'apport prend la forme d'une poudre, dont l'exposition à un faisceau énergétique résulte en une fusion suivie d'une solidification de façon à former une couche solide, le procédé étant caractérisé en ce que le métal d'apport est un alliage d'aluminium comprenant au moins les éléments d'alliage suivant:
Ni, selon une fraction massique de 1 à 6 %, de préférence de 1 à 5 %, plus préférentiellement de 2 à 4 % ;
Mn, selon une fraction massique de 1 à 7 %, de préférence de 1 à 6 %, plus préférentiellement de 2 à 5 % ;
Zr, selon une fraction massique de 0,5 à 4 %, de préférence de 1 à
3 % ;
Fe, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence de 0,05 à 0,5 %, plus préférentiellement de 0,1 à 0,3 % ;
Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,5 %.
[0020] Il est à noter que l’alliage selon la présente invention peut comprendre également :
des impuretés selon une fraction massique inférieure à 0,05 % chacune (soit 500 ppm) et inférieure à 0,15 % au total ;
le reste étant de l’aluminium.
[0021] De préférence, l’alliage selon la présente invention comprend une
fraction massique d’au moins 80 %, plus préférentiellement d’au moins 85 % d’aluminium.
[0022] Il est à noter qu’une partie du Zr peut être gardée en solution solide lors du procédé SLM et peut ainsi permettre un durcissement supplémentaire lors d’un traitement thermique post fabrication, par exemple à 400°C, par formation de dispersoïdes nanométriques de type AI3Zr par exemple.
[0023] La fusion de la poudre peut être partielle ou totale. De préférence, de 50 à 100 % de la poudre exposée entre en fusion, plus préférentiellement de 80 à 100 %.
[0024] Optionnellement, l’alliage peut également comprendre Cu selon une fraction massique de 0 à 8 %, de préférence de 0 à 6 %, plus
préférentiellement de 0,5 à 6 %, encore plus préférentiellement de 1 à 5 %. Sans être lié par la théorie, il semblerait que Cu réduit la sensibilité à la fissuration lors du procédé SLM.
[0025] Optionnellement, l'alliage peut également comprendre au moins un élément choisi parmi : Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Hf, Ce, Sc, La, V, Co et/ou du mischmétal, selon une fraction massique inférieure ou égale à 5 %, de préférence inférieure ou égale à 3 % chacun, et inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 %, encore plus
préférentiellement inférieure ou égale à 5 % au total. Cependant, dans un mode de réalisation, on évite l’addition de Sc, la fraction massique préférée de Sc étant alors inférieure à 0,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 %. Dans un autre mode de réalisation, la quantité de La est inférieure ou égale à 3 % en fraction massique. De préférence, on évite l’addition de La, la fraction massique préférée de La étant alors inférieure à 0,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 % en fraction massique.
[0026] Ces éléments peuvent conduire à la formation de dispersoïdes ou de phases intermétalliques fines permettant d'augmenter la dureté du matériau obtenu.
[0027] Optionnellement, l'alliage peut également comprendre au moins un élément choisi parmi : Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et/ou Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,1 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2 %, de préférence inférieure ou égale à 1 % au total. Cependant, dans un mode de réalisation, on évite l’addition de Bi, la fraction massique préférée de Bi étant alors inférieure à 0,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 %.
[0028] Optionnellement, l’alliage peut également comprendre au moins un élément choisi parmi : Ag selon une fraction massique de 0,06 à 1 %, Li selon une fraction massique de 0,06 à 1 %, et/ou Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 %. Ces éléments peuvent agir sur la résistance du matériau par précipitation durcissante ou par leur effet sur les propriétés de la solution solide.
[0029] Optionnellement, l’alliage peut également comprendre du Mg selon une fraction massique d’au moins 0,06 % et d’au plus 0,5 %. Cependant, l’addition de Mg n’est pas recommandée et la teneur en Mg est de
préférence maintenue inférieure à une valeur d’impureté de 0,05 %
massique. [0030] Optionnellement, l’alliage peut également comprendre au moins un élément pour affiner les grains et éviter une microstructure colonnaire grossière, par exemple AITiC ou AITiB2 (par exemple sous forme AT5B ou AT3B), selon une quantité inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 12 kg/tonne chacun, et inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne au total.
[0031] Selon un mode de réalisation, le procédé peut comporter, suite à la formation des couches :
une mise en solution suivie d'une trempe et d'un revenu, ou
un traitement thermique typiquement à une température d’au moins 100°C et d’au plus 550°C,
et/ou une compression isostatique à chaud (CIC).
[0032] Le traitement thermique peut notamment permettre un
dimensionnement des contraintes résiduelles et/ou une précipitation supplémentaire de phases durcissantes.
[0033] Le traitement CIC peut notamment permettre d’améliorer les propriétés d’allongement et les propriétés en fatigue. La compression isostatique à chaud peut être réalisée avant, après ou à la place du traitement thermique.
[0034] Avantageusement, la compression isostatique à chaud est réalisée à une température de 250°C à 550°C et de préférence de 300°C à 450°C, à une pression de 500 à 3000 bars et pendant une durée de 0,5 à 10 heures.
[0035] Le traitement thermique et/ou la compression isostatique à chaud
permet en particulier d’augmenter la dureté du produit obtenu.
[0036] Selon un autre mode de réalisation, adapté aux alliages à
durcissement structural, on peut réaliser une mise en solution suivie d’une trempe et d’un revenu de la pièce formée et/ou une compression isostatique à chaud. La compression isostatique à chaud peut dans ce cas
avantageusement se substituer à la mise en solution. Cependant le procédé selon l’invention est avantageux car il ne nécessite de préférence pas de traitement de mise en solution suivi de trempe. La mise en solution peut avoir un effet néfaste sur la résistance mécanique dans certains cas en participant à un grossissement des dispersoïdes ou des phases intermétalliques fines.
[0037] Selon un mode de réalisation, le procédé selon la présente invention comporte en outre optionnellement un traitement d’usinage, et/ou un traitement de surface chimique, électrochimique ou mécanique, et/ou une tribofinition. Ces traitements peuvent être réalisés notamment pour réduire la rugosité et/ou améliorer la résistance à la corrosion et/ou améliorer la résistance à l’initiation de fissures en fatigue.
[0038] Optionnellement, il est possible de réaliser une déformation mécanique de la pièce, par exemple après la fabrication additive et/ou avant le
traitement thermique.
[0039] Un deuxième objet de l'invention est une pièce métallique, obtenue par un procédé selon le premier objet de l'invention.
[0040] Un troisième objet de l’invention est une poudre comprenant, de
préférence consistant en, un alliage d'aluminium comprenant au moins les éléments d'alliage suivant :
Ni, selon une fraction massique de 1 à 6 %, de préférence de 1 à 5 %, plus préférentiellement de 2 à 4 % ;
Mn, selon une fraction massique de 1 à 7 %, de préférence de 1 à 6 %, plus préférentiellement de 2 à 5 % ;
Zr, selon une fraction massique de 0,5 à 4 %, de préférence de 1 à
3 % ;
Fe, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence de 0,05 à 0,5 %, plus préférentiellement de 0,1 à 0,3 % ;
Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de
préférence inférieure ou égale à 0,5 %.
[0041] Il est à noter que l’alliage selon la présente invention peut comprendre
également :
- des impuretés selon une fraction massique inférieure à 0,05 % chacune (soit 500 ppm) et inférieure à 0,15 % au total ;
- le reste étant de l’aluminium. [0042] L’alliage d’aluminium de la poudre selon la présente invention peut également comprendre :
[0043] optionnellement Cu selon une fraction massique de 0 à 8 %, de
préférence de 0 à 6 %, plus préférentiellement de 0,5 à 6 %, encore plus préférentiellement de 1 à 5 % ; et/ou
[0044] optionnellement au moins un élément choisi parmi : Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Hf, Ce, Sc, La, V, Co et/ou du mischmétal, selon une fraction massique inférieure ou égale à 5 %, de préférence inférieure ou égale à 3 % chacun, et inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 5 % au total.
Cependant, dans un mode de réalisation, on évite l’addition de Sc, la fraction massique préférée de Sc étant alors inférieure à 0,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 %. Dans un autre mode de réalisation, la quantité de La est inférieure ou égale à 3 % en fraction massique. De préférence, on évite l’addition de La, la fraction massique préférée de La étant alors inférieure à
O,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 % en fraction massique. ; et/ou
[0045] optionnellement au moins un élément choisi parmi : Sr, Ba, Sb, Bi, Ca,
P, B, In, et/ou Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,1 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2 %, de préférence inférieure ou égale à 1 % au total. Cependant, dans un mode de réalisation, on évite l’addition de Bi, la fraction massique préférée de Bi étant alors inférieure à 0,05 %, et de préférence inférieure à 0,01 %. ; et/ou
[0046] optionnellement, au moins un élément choisi parmi : Ag selon une
fraction massique de 0,06 à 1 %, Li selon une fraction massique de 0,06 à 1 %, et/ou Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 % ; et/ou
[0047] optionnellement, du Mg selon une fraction massique d’au moins
0,06 % et d’au plus 0.5 %. Cependant, l’addition de Mg n’est pas
recommandée et la teneur en Mg est de préférence maintenue inférieure à une valeur d’impureté de 0,05 % massique ; et/ou [0048] optionnellement au moins un élément choisi pour affiner les grains et éviter une microstructure colonnaire grossière, par exemple AITiC ou AITiB2 (par exemple sous forme AT5B ou AT3B), selon une quantité inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 12 kg/tonne chacun, et inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne au total.
[0049] D'autres avantages et caractéristiques ressortiront plus clairement de la description qui va suivre et des exemples non limitatifs, et représentés sur les figures listées ci-dessous.
[0050] Figures
[0051] [Fig. 1] est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type SLM, ou EBM.
[0052] [Fig. 2] montre une micrographie d’une coupe transversale d’un
échantillon AI10Si0.3Mg après balayage de surface avec un laser, coupé et poli avec deux empreintes Knoop dans la couche refondue.
[0053] Description de l’invention
[0054] Dans la description, sauf indication contraire :
la désignation des alliages d'aluminium est conforme à la nomenclature établie par The Aluminum Association ;
les teneurs en éléments chimiques sont désignées en % et
représentent des fractions massiques.
[0055] La figure 1 décrit de façon générale un mode de réalisation, dans
lequel le procédé de fabrication additive selon l’invention est mis en œuvre. Selon ce procédé, le matériau d'apport 25 se présente sous la forme d'une poudre en alliage selon l’invention. Une source d'énergie, par exemple une source laser ou une source d’électrons 31 , émet un faisceau d’énergie par exemple un faisceau laser ou un faisceau d’électrons 32. La source d’énergie est couplée au matériau d'apport par un système optique ou de lentilles électromagnétiques 33, le mouvement du faisceau pouvant ainsi être déterminé en fonction d'un modèle numérique M. Le faisceau d’énergie 32 suit un mouvement selon le plan longitudinal XY, décrivant un motif dépendant du modèle numérique M. La poudre 25 est déposée sur un support 10. L'interaction du faisceau d’énergie 32 avec la poudre 25 engendre une fusion sélective de cette dernière, suivie d'une solidification, résultant en la formation d'une couche 20i ...20n. Lorsqu'une couche a été formée, elle est recouverte de poudre 25 du métal d'apport et une autre couche est formée, superposée à la couche préalablement réalisée.
L'épaisseur de la poudre formant une couche peut par exemple être de 10 à 100 pm. Ce mode de fabrication additive est typiquement connu sous le nom de fusion sélective par laser (sélective laser melting, SLM) quand le faisceau d’énergie est un faisceau laser, le procédé étant dans ce cas
avantageusement exécuté à pression atmosphérique, et sous le nom de fusion par faisceau d’électrons (électron beam melting EBM) quand le faisceau d’énergie est un faisceau d’électrons, le procédé étant dans ce cas avantageusement exécuté à pression réduite, typiquement inférieure à 0,01 bar et de préférence inférieure à 0,1 mbar.
[0056] Dans un autre mode de réalisation, la couche est obtenue par frittage sélectif par laser (sélective laser sintering, SLS ou direct métal laser sintering, DMLS), la couche de poudre d’alliage selon l’invention étant frittée sélectivement selon le modèle numérique choisi avec de l'énergie thermique fournie par un faisceau laser.
[0057] Dans encore un autre mode de réalisation non décrit par la figure 1 , la poudre est projetée et fondue de façon simultanée par un faisceau généralement laser. Ce procédé est connu sous le nom de dépôt par fusion laser (laser melting déposition).
[0058] D’autres procédés peuvent être utilisés, notamment ceux connus sous les noms de dépôt direct d'énergie (Direct Energy Déposition, DED), dépôt direct de métal (Direct Métal Déposition, DMD), dépôt direct par laser (Direct Laser Déposition, DLD), technologie de dépôt par laser (Laser Déposition Technology, LDT), dépôt de métal par laser (Laser Métal Déposition, LMD), ingénierie de formes nettes par laser (Laser Engineering Net Shaping, LENS), technologie de plaquage par laser (Laser Cladding Technology, LCT), ou technologie de fabrication de formes libres par laser (Laser
Freeform Manufacturing Technology, LFMT).
[0059] Dans un mode de réalisation, le procédé selon l’invention est utilisé pour la réalisation d’une pièce hybride comprenant une partie 10 obtenue par des procédés classiques de laminage et/ou de filage et/ou de moulage et/ou de forgeage optionnellement suivi d’usinage et une partie solidaire 20 obtenue par fabrication additive. Ce mode de réalisation peut également convenir pour la réparation de pièces obtenues par les procédés classiques.
[0060] On peut également, dans un mode de réalisation de l’invention, utiliser le procédé selon l’invention pour la réparation de pièces obtenues par fabrication additive.
[0061] A l’issue de la formation des couches successives on obtient une pièce brute ou pièce à l’état brut de fabrication.
[0062] Les pièces métalliques obtenues par le procédé selon l’invention sont particulièrement avantageuses car elles ont une dureté à l’état brut de fabrication inférieure à celle d’une référence en 8009, et en même temps une dureté après un traitement thermique supérieure à celle d’une référence en 8009. Ainsi, contrairement aux alliages selon l’art antérieur tels que l’alliage 8009, la dureté des alliages selon la présente invention augmente entre l’état brut de fabrication et l’état après un traitement thermique. La dureté plus faible à l’état brut de fabrication des alliages selon la présente invention par rapport à un alliage 8009 est considérée comme avantageuse pour l’aptitude au procédé SLM, en induisant un niveau de contraintes plus faible lors de la fabrication SLM et ainsi une plus faible sensibilité à la fissuration à chaud. La dureté plus élevée après un traitement thermique (par exemple 1 h à 400°C) des alliages selon la présente invention par rapport à un alliage 8009 apporte une meilleure stabilité thermique. Le traitement thermique pourrait être une étape de compression isostatique à chaud (CIC) post-fabrication SLM. Ainsi, les alliages selon la présente invention sont plus mous à l’état brut de fabrication mais ont une meilleure dureté après traitement thermique, d’où de meilleures propriétés mécaniques pour les pièces en service. [0063] La dureté Knoop HK0,05 à l’état brut de fabrication des pièces métalliques obtenues selon la présente invention est de préférence de 110 à 250 HK, plus préférentiellement de 130 à 220 HK. De manière préférée, la dureté Knoop HK0,05 des pièces métalliques obtenues selon la présente invention, après un traitement thermique d’au moins 100°C et d’au plus 550°C et/ou une compression isostatique à chaud, par exemple après 1 h à 400°C, est de 140 à 300 HK, plus préférentiellement de 150 à 250 HK. Le protocole de mesure de la dureté Knoop est décrit dans les exemples ci- après.
[0064] La poudre selon la présente invention peut présenter au moins l’une des caractéristiques suivantes :
taille moyenne de particules de 5 à 100 miti, de préférence de 5 à 25 miti, ou de 20 à 60 miti. Les valeurs données signifient qu’au moins 80 % des particules ont une taille moyenne dans la gamme spécifiée ;
forme sphérique. La sphéricité d’une poudre peut par exemple être déterminée en utilisant un morphogranulomètre ;
bonne coulabilité. La coulabilité d’une poudre peut par exemple être déterminée selon la norme ASTM B213 ou la norme ISO 4490 :2018. Selon la norme ISO 4490 :2018, le temps d’écoulement est de préférence inférieur à 50 s ;
faible porosité, de préférence de 0 à 5 %, plus préférentiellement de 0 à 2 %, encore plus préférentiellement de 0 à 1 % en volume. La porosité peut notamment être déterminée par microscopie à balayage électronique ou par pycnométrie à l’hélium (voir la norme ASTM B923) ;
absence ou faible quantité (moins de 10 %, de préférence moins de 5 % en volume) de petites particules (1 à 20 % de la taille moyenne de la poudre), dites satellites, qui collent aux particules plus grosses.
[0065] La poudre selon la présente invention peut être obtenue par des
procédés classiques d’atomisation à partir d’un alliage selon l’invention sous forme liquide ou solide ou, alternativement, la poudre peut être obtenue par mélange de poudres primaires avant l’exposition au faisceau énergétique, les différentes compositions des poudres primaires ayant une composition moyenne correspondant à la composition de l’alliage selon l’invention.
[0066] On peut également ajouter des particules infusibles, non solubles, par exemple des oxydes ou des particules T1B2 ou des particules de carbone, dans le bain avant l’atomisation de la poudre et/ou lors du dépôt de la poudre et/ou lors du mélange des poudres primaires. Ces particules peuvent servir à affiner la microstructure. Elles peuvent également servir à durcir l’alliage si elles sont de taille nanométrique. Ces particules peuvent être présentes selon une fraction volumique inférieure à 30 %, de préférence inférieure à 20 %, plus préférentiellement inférieure à 10 %.
[0067] La poudre selon la présente invention peut être obtenue par exemple par atomisation par jet de gaz, atomisation plasma, atomisation par jet d’eau, atomisation par ultrasons, atomisation par centrifugation, électrolyse et sphéroïdisation, ou broyage et sphéroïdisation.
[0068] De préférence, la poudre selon la présente invention est obtenue par atomisation par jet de gaz. Le procédé d'atomisation par jet de gaz
commence avec la coulée d’un métal fondu à travers une buse. Le métal fondu est ensuite atteint par des jets de gaz neutres, tels que de l'azote ou de l'argon, et atomisé en très petites gouttelettes qui se refroidissent et se solidifient en tombant à l'intérieur d’une tour d'atomisation. Les poudres sont ensuite recueillies dans une canette. Le procédé d'atomisation par jet de gaz présente l’avantage de produire une poudre ayant une forme sphérique, contrairement à l’atomisation par jet d’eau qui produit une poudre ayant une forme irrégulière. Un autre avantage de l’atomisation par jet de gaz est une bonne densité de poudre, notamment grâce à la forme sphérique et à la distribution de taille de particules. Encore un autre avantage de ce procédé est une bonne reproductibilité de la distribution de taille de particules.
[0069] Après sa fabrication, la poudre selon la présente invention peut être étuvée, notamment afin de réduire son humidité. La poudre peut également être conditionnée et stockée entre sa fabrication et son utilisation. [0070] La poudre selon la présente invention peut notamment être utilisée dans les applications suivantes :
frittage sélectif par laser (Sélective Laser Sintering ou SLS en anglais) ; frittage direct du métal par laser (Direct Métal Laser Sintering ou DMLS en anglais) ;
frittage sélectif par chauffage (Sélective Heat Sintering ou SHS en anglais) ;
fusion sélective par laser (Sélective Laser Melting ou SLM en anglais) ; fusion par faisceau d’électrons (Electron Beam Melting ou EBM en anglais) ;
dépôt par fusion laser (Laser Melting Déposition en anglais) ; dépôt direct par apport d’énergie (Direct Energy Déposition ou DED en anglais) ;
dépôt direct de métal (Direct Métal Déposition ou DMD en anglais) ; dépôt direct par laser (Direct Laser Déposition ou DLD en anglais) ; technologie de dépôt par Laser (Laser Déposition Technology ou LDT en anglais) ;
ingénierie de formes nettes par laser (Laser Engineering Net Shaping ou LENS en anglais) ;
technologie de plaquage par laser (Laser Cladding Technology ou LCT en anglais) ;
technologie de fabrication de formes libres par laser (Laser Freeform Manufacturing Technology ou LFMT en anglais) ;
dépôt par fusion laser (Laser Métal Déposition ou LMD en anglais) ; pulvérisation à froid (Cold Spray Consolidation ou CSC en anglais) ; fabrication additive par friction (Additive Friction Stir ou AFS en anglais) ;
frittage par étincelle au plasma ou frittage flash (Field Assisted Sintering Technology, FAST ou spark plasma sintering en anglais) ; ou
soudage par friction rotative (Inertia Rotary Friction Welding ou IRFW.
[0071] L’invention sera décrite plus en détails dans l’exemple ci-après. [0072] L'invention n'est pas limitée aux modes de réalisation décrits dans la description ci-avant ou dans les exemples ci-après, et peut varier largement dans le cadre de l'invention telle que définie par les revendications jointes à la présente description.
[0073] Exemples
[0074] Exemple 1
[0075] Des alliages selon la présente invention, appelés Innovl , lnnov2 et lnnov3, et un alliage 8009 de l’art antérieur ont été coulés dans un moule en cuivre en utilisant une machine Induthem VC 650V pour obtenir des lingots de 130 mm de hauteur, de 95 mm de largeur et de 5 mm d’épaisseur. La composition des alliages, obtenue par ICP, est donnée en pourcentage de fraction massique dans le tableau 1 suivant.
[0076] [Tableau 1]
Figure imgf000018_0001
[0077] Les alliages tels que décrits dans le tableau 1 ci-avant ont été testés par une méthode de prototypage rapide. Des échantillons ont été usinés pour le balayage de la surface avec un laser, sous forme de plaquettes de dimensions 60 x 22 x 3 mm, à partir des lingots obtenus ci-avant. Les plaquettes ont été placées dans une machine SLM et des balayages de la surface ont été effectués avec un laser en suivant la même stratégie de balayage et des conditions de procédé représentatives de celles utilisées pour le procédé SLM. Il a en effet été constaté qu’il était possible de cette manière d’évaluer l’aptitude des alliages au procédé SLM et notamment la qualité de surface, la sensibilité à la fissuration à chaud, la dureté à l’état brut et la dureté après traitement thermique. [0078] Sous le faisceau laser, le métal fond dans un bain de 10 à 350 pm d’épaisseur. Après le passage du laser, le métal refroidit rapidement comme dans le procédé SLM. Après le balayage laser, une fine couche en surface de 10 à 350 pm d’épaisseur a été fondue puis solidifiée. Les propriétés du métal dans cette couche sont proches des propriétés du métal au cœur d’une pièce fabriquée par SLM, car les paramètres de balayage sont
judicieusement choisis. Le balayage laser de la surface des différents échantillons a été effectué à l'aide d'une machine de fusion laser sélective ProX300 de marque 3DSystems. La source laser avait une puissance de 250 W, l’écart vecteur était de 60 pm, la vitesse de balayage était de 300 mm/s et le diamètre du faisceau était de 80 pm.
[0079] Mesure de dureté Knoop
[0080] La dureté est une propriété importante pour les alliages. En effet, si la dureté dans la couche refondue par balayage de la surface avec un laser est élevée, une pièce fabriquée avec le même alliage aura potentiellement une limite de rupture élevée.
[0081] Pour évaluer la dureté de la couche refondue, les plaquettes obtenues ci-avant ont été coupées dans le plan perpendiculaire à la direction des passes du laser et ont ensuite été polis. Après polissage, des mesures de dureté ont été effectuées dans la couche refondue. La mesure de dureté a été effectuée à température ambiante avec un appareil de modèle Durascan de Struers. La méthode de dureté Knoop 50 g avec la grande diagonale de l’empreinte placée parallèlement au plan de la couche refondue a été choisie pour garder suffisamment de distance entre l’empreinte et le bord de l’échantillon. 15 empreintes ont été positionnées à mi-épaisseur de la couche refondue. La Figure 2 montre un exemple de la mesure de dureté. La référence 1 correspond à la couche refondue et la référence 2 correspond à une empreinte de dureté Knoop.
[0082] La dureté a été mesurée à température ambiante selon l’échelle Knoop avec une charge de 50 g après traitement laser (à l’état brut) et après un traitement thermique supplémentaire à 400°C pendant différentes durées (1 h, 4 h et 10 h), permettant notamment d’évaluer l’aptitude de l’alliage au durcissement lors d’un traitement thermique et l’effet d’un éventuel traitement CIC sur les propriétés mécaniques.
[0083] Les valeurs de dureté Knoop HK0,05 à l’état brut et après différentes durées à 400°C sont données dans le tableau 2 ci-après (HK0,05).
[0084] [Tableau 2]
Figure imgf000020_0001
[0085] Les alliages selon la présente invention (Innovl , lnnov2 et lnnov3) ont montré une dureté Knoop HK0,05 à l’état brut inférieure à celle de l’alliage 8009 de référence, mais, après un traitement thermique à 400°C, supérieure à celle de l'alliage 8009 de référence.
[0086] D’autre part, la dureté Knoop HK0,05 des alliages selon la présente invention a été augmentée par le traitement thermique de 1 h et de 4h. Cette augmentation serait liée à la formation lors du traitement thermique de dispersoïdes durcissant à base de Zr. Au contraire, la dureté Knoop HK0,05 de la référence en 8009 a été diminuée fortement par le traitement thermique. La réponse de l’alliage selon la présente invention à un traitement thermique est ainsi améliorée par rapport à celle d’un alliage de référence en 8009.
[0087] Le tableau 2 ci-avant montre bien la meilleure stabilité thermique des alliages selon la présente invention par rapport à l’alliage 8009 de référence. En effet, la dureté de l’alliage 8009 a chuté fortement dès le début du traitement thermique, puis a atteint un plateau. Au contraire, la dureté des alliages selon la présente invention a d’abord augmenté puis a diminué progressivement. [0088] Enfin, l’ajout de Cu dans l’alliage selon la présente invention a permis d’augmenter encore la dureté HK0,05 tout en conservant une bonne stabilité thermique.
[0089] Exemple 2
[0090] Des alliages selon la présente invention ayant des compositions telles que présentées dans le Tableau 3 ci-après, en pourcentages massiques ont été coulées sous forme de lingots.
[0091] [Tableau 3]
Figure imgf000021_0001
[0092] Les lingots de chaque alliage ont été ensuite transformés en poudre par atomisation à l’aide d’un atomiseur VIGA (Vacuum Inert Gas Atomization). La granulométrie de la poudre de chaque alliage a été mesurée par diffraction laser avec un instrument Malvern 2000 et est donnée dans le Tableau 4 ci-après.
[0093] [Tableau 4]
Figure imgf000021_0002
[0094] L’alliage Invention 3 semble particulièrement avantageux, comme illustré dans les tableaux ci-après. La poudre de l’alliage Invention 3 a été utilisée avec succès pour des essais SLM à l’aide d’une machine de fusion sélective par laser de modèle EOS M290. Les essais ont été réalisés avec les paramètres suivants : épaisseur de couche : 60 miti, puissance du laser 370-390 W, chauffage du plateau aux environs de 200°C, écart vecteur 0.11-0.13 mm, vitesse du laser 1000- 1400 mm/s.
[0095] Deux types d’éprouvettes ont été imprimés :
- Eprouvettes cylindriques (45 mm de hauteur et 11 mm diamètre) pour des essais de traction dans la direction de construction Z (direction la plus critique).
- Eprouvettes de fissuration sous forme de cubes de dimension 9*9*9 mm3 avec 3 rainures horizontales sur toute la longueur d’une des faces verticales des cubes pour évaluer la sensibilité à la fissuration lors de la fabrication SLM. Les rainures présentent des diamètres de 0.6, 1.2 et 4 mm. Les rainures sont des points d’amorce potentiels pour la fissuration lors d’un procédé SLM.
[0096] Les éprouvettes de fissuration de l’alliage Invention 3 ont montré une très faible sensibilité à la fissuration.
[0097] Après fabrication par fusion sélective par laser (SLM), les éprouvettes
cylindriques de l’alliage Invention 3 ont subi un traitement thermique de détente de 2h à 300°C. Certaines éprouvettes ont été utilisées à l’état brut de détente et d’autres ont subi un traitement supplémentaire de 1 h ou 4h à 400°C (recuit de durcissement).
[0098] Des éprouvettes de traction cylindriques (TOR4) ont été usinées à partir des éprouvettes cylindriques décrites ci-avant. Des essais de traction ont été réalisés à température ambiante en suivant la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 5 ci-après.
[0099] [Tableau 5]
Figure imgf000022_0001
[0100] Les résultats du Tableau 5 ci-avant montrent que l’alliage invention 3 a
présenté de très bonnes performances à température ambiante avec un Rp0.2 supérieur à 410 MPa à l’état brut de détente et avoisinant les 500 MPa après 4h à 400°C. [0101 ] Le traitement thermique de 1 h et de 4h à 400°C a conduit à une augmentation significative de la résistance mécanique par rapport à l’état brut. Cette
augmentation serait liée à la formation lors du traitement thermique de
dispersoïdes durcissant à base de Zr. Les alliages selon la présente invention permettent donc de s’affranchir d’un traitement thermique conventionnel de type mise en solution / trempe/ revenu.
[0102] Des essais de traction à haute température (200 et 250°C) ont été réalisés sur l’alliage Invention 3 en suivant la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 6 ci-après.
[0103] [Tableau 6]
Figure imgf000023_0001
[0104] Les résultats du Tableau 6 ci-avant montrent que l’alliage Invention 3 a
également présenté de très bonnes performances à haute température. Le traitement thermique de 1 h à 400°C peut simuler une étape de compression isostatique à chaud et/ou un vieillissement long (> 1000h) à la température d’essai (température de service).
[0105] L’alliage Invention 3 combine ainsi une très bonne processabilité en SLM (très faible sensibilité à la fissuration), de très bonnes propriétés mécaniques à température ambiante, à 200°C et à 250°C.
[0106] Des essais supplémentaires (construction en SLM de murs de différentes épaisseurs avec l’alliage Invention 3 : épaisseurs de 0,5 à 4 mm) ont montré que la dureté varie très peu avec l’épaisseur du mur. Ce résultat est avantageux. Il indique en effet que, à l’opposé de certains alliages de l’art antérieur, l’alliage Invention 3 permet d’avoir des propriétés homogènes sur des pièces complexes présentant des zones de différentes épaisseurs.
[0107] Exemple 3
[0108] La poudre des alliages Invention 1 , 4 et 5 a été utilisée avec succès pour des essais SLM à l’aide d’une machine de fusion sélective par laser de modèle FormUp 350 commercialisée par la société AddUp. Les essais ont été réalisés avec les paramètres suivants : épaisseur de couche : 60pm, puissance du laser 370W-390W, chauffage du plateau aux environs de 200°C, écart vecteur 0.11- 0.13 mm, vitesse du laser 1000-1400 mm/s.
[0109] Des éprouvettes cylindriques (45 mm de hauteur et 11 mm diamètre) pour des essais de traction dans la direction de construction Z (direction la plus critique) ont été imprimées.
[0110] Après fabrication par fusion sélective par laser (SLM), les éprouvettes
cylindriques des alliages Invention 1 , 4 et 5 ont subi un traitement thermique de détente de 2h à 300°C. Certaines éprouvettes ont été utilisées à l’état brut de détente et d’autres ont subi un traitement supplémentaire de 1 h à 400°C (recuit de durcissement).
[0111] Des éprouvettes de traction cylindriques (TOR4) ont été usinées à partir des éprouvettes cylindriques décrites ci-avant. Des essais de traction ont été réalisés à température ambiante en suivant la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 7 ci-après.
[0112] [Tableau 7]
Figure imgf000024_0001
[0113] Les alliages testés présentent une limite élastique à l’état brut supérieure à 250MPa et dépassant les 400MPa pour les alliages Invention 1 et Invention 4.
Le traitement thermique de 1 h à 400°C testé sur les alliages invention 4 et invention 5 montre une augmentation significative de la limite élastique qui serait liée à la formation de dispersoïdes durcissant à base de Zr lors du traitement thermique. [0114] Des essais de traction à haute température (200 et 250°C) ont été réalisés sur les alliages Invention 4 et 5 en suivant la norme NF EN ISO 6892-1 (2009- 10). Les résultats obtenus sont présentés dans le Tableau 8 ci-après.
[0115] Le traitement thermique de 1 h à 400°C peut simuler une étape de
compression isostatique à chaud et/ou un vieillissement long (> 1000h) à la température d’essai (température de service).
[0116] [Tableau 8]
Figure imgf000025_0001
[0117] D’après le tableau ci-avant, l’ensemble des alliages testés présente une limite élastique Rp0.2 supérieure à 200MPa et 150MPa à 200 et 250°C,
respectivement.
[0118] Les alliages testés combinent ainsi une très bonne processabilité en SLM (très faible sensibilité à la fissuration), de très bonnes propriétés mécaniques à température ambiante, à 200°C et à 250°C.

Claims

Revendications
[Revendication 1] ÎProcédé de fabrication d'une pièce (20) comportant une formation de couches métalliques solides successives (20i ...20n),
superposées les unes aux autres, chaque couche décrivant un motif défini à partir d'un modèle numérique ( M ), chaque couche étant formée par le dépôt d'un métal (25), dit métal d'apport, le métal d'apport étant soumis à un apport d'énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, dans lequel le métal d'apport prend la forme d'une poudre (25), dont l'exposition à un faisceau énergétique (32) résulte en une fusion suivie d'une solidification de façon à former une couche solide (20i ...20n),
le procédé étant caractérisé en ce que le métal d'apport (25) est un alliage d'aluminium comprenant au moins les éléments d'alliage suivant :
Ni, selon une fraction massique de 1 à 6 %, de préférence de 1 à 5 %, plus préférentiellement de 2 à 4 % ;
Mn, selon une fraction massique de 1 à 7 %, de préférence de 1 à 6 %, plus préférentiellement de 2 à 5 % ;
Zr, selon une fraction massique de 0,5 à 4 %, de préférence de 1 à
3 % ;
Fe, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence de 0,05 à 0,5 %, plus préférentiellement de 0,1 à 0,3 % ;
Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,5 %.
[Revendication 2] Procédé selon la revendication 1 , dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également Cu selon une fraction massique de 0 à 8 %, de préférence de 0 à 6 %, plus préférentiellement de 0,5 à 6 %, encore plus préférentiellement de 1 à 5 %.
[Revendication 3] Procédé selon l'une quelconque des revendications
précédentes, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un élément choisi parmi : Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Hf, Ce, Sc, La, V, Co et/ou du mischmétal, selon une fraction massique inférieure ou égale à 5 %, de préférence inférieure ou égale à 3 % chacun, et inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 5 % au total.
[Revendication 4] Procédé selon l'une quelconque des revendications
précédentes, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un élément choisi parmi : Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et/ou Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence inférieure ou égale à 0,1 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2 %, de préférence inférieure ou égale à 1 % au total.
[Revendication 5] Procédé selon l'une quelconque des revendications
précédentes, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un élément choisi parmi : Ag selon une fraction massique de 0,06 à 1 %, Li selon une fraction massique de 0,06 à 1 %, et/ou Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 %.
[Revendication 6] Procédé selon l'une quelconque des revendications
précédentes, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un élément pour affiner les grains, par exemple AITiC ou APΊB2, selon une quantité inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 12 kg/tonne chacun, et inférieure ou égale à 50 kg/tonne, de préférence inférieure ou égale à 20 kg/tonne au total.
[Revendication 7] Procédé selon l’une quelconque des revendications
précédentes, comportant, suite à la formation des couches (20i ...20n) :
une mise en solution suivie d'une trempe et d'un revenu, ou un traitement thermique typiquement à une température d’au moins 100°C et d’au plus 550°C,
et/ou une compression isostatique à chaud.
[Revendication 8] Pièce métallique (20) obtenue par un procédé objet de l'une quelconque des revendications précédentes.
[Revendication 9] Poudre comprenant, de préférence consistant en, un alliage d'aluminium comprenant : Ni, selon une fraction massique de 1 à 6 %, de préférence de 1 à 5 %, plus préférentiellement de 2 à 4 % ;
Mn, selon une fraction massique de 1 à 7 %, de préférence de 1 à 6 %, plus préférentiellement de 2 à 5 % ;
Zr, selon une fraction massique de 0,5 à 4 %, de préférence de 1 à
3 % ;
Fe, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de préférence de 0,05 à 0,5 %, plus préférentiellement de 0,1 à 0,3 % ;
Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1 %, de
préférence inférieure ou égale à 0,5 %.
PCT/FR2019/050805 2018-07-09 2019-04-05 Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium WO2019155180A1 (fr)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/257,443 US20210276099A1 (en) 2018-07-09 2019-04-05 Process for manufacturing aluminium alloy parts
CA3102411A CA3102411A1 (fr) 2018-07-09 2019-04-05 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP19720977.8A EP3821047A1 (fr) 2018-07-09 2019-04-05 Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
JP2020570514A JP7314184B2 (ja) 2018-07-09 2019-04-05 アルミニウム合金からなる部品の製造方法
KR1020217002276A KR102722473B1 (ko) 2018-07-09 2019-04-05 알루미늄 합금 부품 제조 공정
DE19720977.8T DE19720977T1 (de) 2018-07-09 2019-04-05 Verfahren zum Herstellen von Teilen aus Aluminiumlegierung
CN201980044276.0A CN112368407A (zh) 2018-07-09 2019-04-05 制造铝合金零件的方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR1870820 2018-07-09
FR1870820A FR3083479B1 (fr) 2018-07-09 2018-07-09 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019155180A1 true WO2019155180A1 (fr) 2019-08-15

Family

ID=63579517

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2019/050805 WO2019155180A1 (fr) 2018-07-09 2019-04-05 Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20210276099A1 (fr)
EP (1) EP3821047A1 (fr)
JP (1) JP7314184B2 (fr)
CN (1) CN112368407A (fr)
CA (1) CA3102411A1 (fr)
DE (1) DE19720977T1 (fr)
FR (1) FR3083479B1 (fr)
WO (1) WO2019155180A1 (fr)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110923529A (zh) * 2019-11-29 2020-03-27 安徽峰创云通数据科技有限公司 电力电缆用Al-Cu-Sr-RE-Ge铝合金线及其制备方法
WO2020165542A1 (fr) * 2019-02-15 2020-08-20 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
US20210129270A1 (en) * 2019-10-30 2021-05-06 Ryan R. Dehoff Aluminum-cerium-nickel alloys for additive manufacturing
WO2021133227A1 (fr) * 2019-12-27 2021-07-01 Общество С Ограниченной Ответственностью "Объединенная Компания Русал Инженерно -Технологический Центр" Matériau à base d'aluminium en poudre résistant à la chaleur
US20210285076A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-16 Alexander J. Plotkowski Aluminum-copper-manganese-zirconium alloys for metal additive manufacturing
WO2021156583A3 (fr) * 2020-05-13 2021-10-21 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2021156582A3 (fr) * 2020-05-13 2021-10-28 C-Tec Constellium Technology Center Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
CN114728340A (zh) * 2019-11-19 2022-07-08 肯联铝业技术中心 制造铝合金零件的方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20200199716A1 (en) * 2018-12-24 2020-06-25 Hrl Laboratories, Llc Additively manufactured high-temperature aluminum alloys, and feedstocks for making the same
FR3086872B1 (fr) * 2018-10-05 2022-05-27 C Tec Tech Center Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
CN110899696B (zh) * 2019-12-10 2021-03-26 华中科技大学 一种利用3d打印制备含钪铝合金零件的方法及其产品
CN115383129B (zh) * 2022-08-16 2024-03-19 燕山大学 原位合成金属间化合物增强铝基梯度复合材料制备方法及复合材料
EP4344804A1 (fr) * 2022-09-29 2024-04-03 EOS GmbH Electro Optical Systems Alliage d'aluminium hautement conducteur

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6247449A (ja) * 1985-08-26 1987-03-02 Toyo Alum Kk 耐熱アルミニウム粉末冶金合金
EP0341714A1 (fr) * 1988-05-12 1989-11-15 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Méthode de fabrication de produits de grandes dimensions en alliage d'aluminium
EP0675209A1 (fr) * 1994-03-29 1995-10-04 Ykk Corporation Alliage à base d'aluminium à haute résistance
DE102007018123A1 (de) 2007-04-16 2008-10-30 Eads Deutschland Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteils aus einer Aluminiumbasislegierung
EP2796229A1 (fr) 2013-03-13 2014-10-29 Honeywell International Inc. Procédés pour former des alliages d'aluminium renforcés par dispersion
WO2015006447A1 (fr) 2013-07-10 2015-01-15 Alcoa Inc. Procédés de production de produits forgés et d'autres produits travaillés
EP3026135A1 (fr) 2014-11-21 2016-06-01 Industrial Technology Research Institute Matériau de moulage d'alliage et procédé de fabrication d'un objet en alliage
WO2016209652A1 (fr) 2015-06-15 2016-12-29 Northrop Grumman Systems Corporation Aluminium à haute résistance fabriqué par impression tridimensionnelle par l'intermédiaire de procédés laser à lit de poudre
US20170211168A1 (en) 2016-01-27 2017-07-27 GM Global Technology Operations LLC Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys
WO2018119283A1 (fr) * 2016-12-21 2018-06-28 Arconic Inc. Produits en alliage d'aluminium comportant des structures fines de type eutectique, et procédés pour les fabriquer

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4661172A (en) * 1984-02-29 1987-04-28 Allied Corporation Low density aluminum alloys and method
JPS63157831A (ja) * 1986-12-18 1988-06-30 Toyo Alum Kk 耐熱性アルミニウム合金
JPS63274733A (ja) * 1987-04-28 1988-11-11 Furukawa Alum Co Ltd フイン用アルミニウム合金
US20040261916A1 (en) * 2001-12-21 2004-12-30 Lin Jen C. Dispersion hardenable Al-Ni-Mn casting alloys for automotive and aerospace structural components
CN1487109A (zh) * 2003-07-31 2004-04-07 上海交通大学 粉末冶金自生成陶瓷颗粒增强铝基复合材料及其制备方法
KR100840385B1 (ko) * 2006-07-20 2008-06-23 성훈엔지니어링(주) 내열성 알루미늄 합금
KR101999795B1 (ko) * 2012-06-27 2019-07-12 삼성전자주식회사 도전성 페이스트, 상기 도전성 페이스트를 사용하여 형성된 전극을 포함하는 전자 소자 및 태양 전지
KR101564661B1 (ko) * 2013-01-11 2015-10-30 지케이 주식회사 알루미늄 합금 잉곳 제조장치 및 그 제조방법
US20170016093A1 (en) * 2015-07-16 2017-01-19 Hamilton Sundstrand Corporation Method of manufacturing aluminum alloy articles
US10105798B2 (en) * 2015-11-05 2018-10-23 Honeywell International Inc. Surface improvement of additively manufactured articles produced with aluminum alloys
KR101743234B1 (ko) * 2016-02-16 2017-06-02 (주)제이에스루미 다이캐스팅용 알루미늄 합금
US20170312857A1 (en) * 2016-05-02 2017-11-02 Board Of Regents, The University Of Texas System Methods of additive manufacturing
GB2552998C (en) * 2016-08-19 2020-06-24 Mahle Int Gmbh Aluminium alloy composition for a sliding element
JP6393008B1 (ja) * 2017-04-27 2018-09-19 株式会社コイワイ 高強度アルミニウム合金積層成形体及びその製造方法
CN107502795A (zh) * 2017-08-31 2017-12-22 西安铂力特增材技术股份有限公司 用于增材制造的高强铝合金金属粉末材料及其制备方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6247449A (ja) * 1985-08-26 1987-03-02 Toyo Alum Kk 耐熱アルミニウム粉末冶金合金
EP0341714A1 (fr) * 1988-05-12 1989-11-15 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Méthode de fabrication de produits de grandes dimensions en alliage d'aluminium
EP0675209A1 (fr) * 1994-03-29 1995-10-04 Ykk Corporation Alliage à base d'aluminium à haute résistance
DE102007018123A1 (de) 2007-04-16 2008-10-30 Eads Deutschland Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Strukturbauteils aus einer Aluminiumbasislegierung
EP2796229A1 (fr) 2013-03-13 2014-10-29 Honeywell International Inc. Procédés pour former des alliages d'aluminium renforcés par dispersion
WO2015006447A1 (fr) 2013-07-10 2015-01-15 Alcoa Inc. Procédés de production de produits forgés et d'autres produits travaillés
EP3026135A1 (fr) 2014-11-21 2016-06-01 Industrial Technology Research Institute Matériau de moulage d'alliage et procédé de fabrication d'un objet en alliage
WO2016209652A1 (fr) 2015-06-15 2016-12-29 Northrop Grumman Systems Corporation Aluminium à haute résistance fabriqué par impression tridimensionnelle par l'intermédiaire de procédés laser à lit de poudre
US20170211168A1 (en) 2016-01-27 2017-07-27 GM Global Technology Operations LLC Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys
WO2018119283A1 (fr) * 2016-12-21 2018-06-28 Arconic Inc. Produits en alliage d'aluminium comportant des structures fines de type eutectique, et procédés pour les fabriquer

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Characterization of AI-Fe-V-Si heat-resistant aluminum alloy components fabricated by selective laser melting", JOURNAL OF MATERIAL RESEARCH, vol. 30, no. 10, 28 May 2015 (2015-05-28)
"Microstructure and mechanical properties of AI-Fe-V-Si aluminum alloy produced by electron beam melting", MATERIALS SCIENCE&ENGINEERING, vol. A659, 2016, pages 207 - 214
HATCH J E ED - HATCH J E: "Aluminium, Properties and Physical Metallurgy, passage", 1 January 1987, ALUMINUM. PROPERTIES AND PHYSICAL METALLURGY, OHIO, AMERICAN SOCIETY FOR METALS, US, PAGE(S) 224 - 241, XP002441131 *

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020165542A1 (fr) * 2019-02-15 2020-08-20 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
US20210129270A1 (en) * 2019-10-30 2021-05-06 Ryan R. Dehoff Aluminum-cerium-nickel alloys for additive manufacturing
US11986904B2 (en) * 2019-10-30 2024-05-21 Ut-Battelle, Llc Aluminum-cerium-nickel alloys for additive manufacturing
CN114728340A (zh) * 2019-11-19 2022-07-08 肯联铝业技术中心 制造铝合金零件的方法
CN114728340B (zh) * 2019-11-19 2024-06-11 肯联铝业技术中心 制造铝合金零件的方法
CN110923529A (zh) * 2019-11-29 2020-03-27 安徽峰创云通数据科技有限公司 电力电缆用Al-Cu-Sr-RE-Ge铝合金线及其制备方法
WO2021133227A1 (fr) * 2019-12-27 2021-07-01 Общество С Ограниченной Ответственностью "Объединенная Компания Русал Инженерно -Технологический Центр" Matériau à base d'aluminium en poudre résistant à la chaleur
CN114829643A (zh) * 2019-12-27 2022-07-29 俄罗斯工程技术中心有限责任公司 耐热铝粉材料
US12077837B2 (en) 2019-12-27 2024-09-03 Obshchestvo S Ogranichennoy Otvetstvennost'Yu “Obedinennaya Kompaniya Rusal Inzhenerno-Tekhnologicheskiy Tsentr” Heat-resistant aluminum powder material
US20210285076A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-16 Alexander J. Plotkowski Aluminum-copper-manganese-zirconium alloys for metal additive manufacturing
FR3110097A1 (fr) * 2020-05-13 2021-11-19 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
FR3110095A1 (fr) * 2020-05-13 2021-11-19 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2021156582A3 (fr) * 2020-05-13 2021-10-28 C-Tec Constellium Technology Center Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
CN115443199A (zh) * 2020-05-13 2022-12-06 肯联铝业技术中心 制造铝合金零件的方法
WO2021156583A3 (fr) * 2020-05-13 2021-10-21 C-Tec Constellium Technology Center Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium

Also Published As

Publication number Publication date
FR3083479A1 (fr) 2020-01-10
DE19720977T1 (de) 2021-07-15
CN112368407A (zh) 2021-02-12
EP3821047A1 (fr) 2021-05-19
US20210276099A1 (en) 2021-09-09
JP7314184B2 (ja) 2023-07-25
JP2021531398A (ja) 2021-11-18
KR20210030939A (ko) 2021-03-18
CA3102411A1 (fr) 2019-08-15
FR3083479B1 (fr) 2021-08-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019155180A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3860788B1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium et une poudre d'alliage d'aluminium
EP3622095B1 (fr) Piece en alliage d'aluminium et son procédé de fabrication
EP3860787B1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3914748B1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium, l'alliage comportant au moins du zirconium et du magnesium
EP3821049A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3924124B1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
FR3077524A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium et de chrome
WO2020002813A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP3853391A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP4149702A2 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3810817A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP4149703B1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2022208037A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium mettant en œuvre une technique de fabrication additive avec prechauffage

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19720977

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3102411

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020570514

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217002276

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A