WO2020002813A1 - Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium - Google Patents

Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium Download PDF

Info

Publication number
WO2020002813A1
WO2020002813A1 PCT/FR2019/051545 FR2019051545W WO2020002813A1 WO 2020002813 A1 WO2020002813 A1 WO 2020002813A1 FR 2019051545 W FR2019051545 W FR 2019051545W WO 2020002813 A1 WO2020002813 A1 WO 2020002813A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
equal
mass fraction
less
layer
powder
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/FR2019/051545
Other languages
English (en)
Inventor
Bechir CHEHAB
Philippe Jarry
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
C Tec Constellium Technology Center SAS
Original Assignee
C Tec Constellium Technology Center SAS
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
Priority claimed from FR1870745A external-priority patent/FR3082763A1/fr
Application filed by C Tec Constellium Technology Center SAS filed Critical C Tec Constellium Technology Center SAS
Priority to CN201980042797.2A priority Critical patent/CN112352061A/zh
Priority to EP19742879.0A priority patent/EP3810817B1/fr
Priority to JP2020569780A priority patent/JP7386819B2/ja
Priority to CA3102419A priority patent/CA3102419A1/fr
Priority to US17/253,393 priority patent/US20210260661A1/en
Priority to KR1020207037117A priority patent/KR20210023882A/ko
Publication of WO2020002813A1 publication Critical patent/WO2020002813A1/fr
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • B22F10/28—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
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3D 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
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • 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
    • 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
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/38—Process control to achieve specific product aspects, e.g. surface smoothness, density, porosity or hollow structures
    • 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
    • B22F10/62—Treatment of workpieces or articles after build-up by chemical 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
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/66—Treatment of workpieces or articles after build-up by mechanical 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
    • B22F3/24—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
    • 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
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/008—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression characterised by the composition
    • 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
    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
    • B22F7/08—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools with one or more parts not made from powder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y80/00—Products made by additive manufacturing
    • 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

  • TITLE PROCESS FOR MANUFACTURING AN ALUMINUM ALLOY PART
  • the technical field of the invention is a method of manufacturing an aluminum alloy part, using an additive manufacturing technique.
  • additive manufacturing techniques have developed. They consist in shaping a part by adding material, which is the opposite of machining techniques, which aim to remove material.
  • machining techniques which aim to remove material.
  • additive manufacturing is defined, according to French standard XP E67-001, as a "set of processes 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 methods 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 document W02015 / 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 an energy source of the laser beam, electron beam type, plasma torch or electric arc.
  • each added layer is of the order of a few tens or hundreds of microns.
  • a means of additive manufacturing is the melting or sintering of a filler material taking the form of a powder. It can be fusion or sintering by an energy beam.
  • selective laser sintering techniques selective laser sintering, SLS or direct metal laser sintering, DMLS
  • SLS selective laser sintering
  • DMLS direct metal laser sintering
  • Another type of metal forming process includes selective laser melting (SLM) or electron beam melting (EBM), in which thermal energy from a laser or directed electron beam is used to selectively melt (rather than sinter) the metal powder so that it fuses as it cools and solidifies.
  • LMD laser melting deposition
  • Patent application WO2016 / 209652 describes a method for manufacturing aluminum with high mechanical resistance comprising: the preparation of an atomized aluminum powder having one or more approximate powder sizes desired and an approximate morphology; sintering the powder to form a product by additive manufacturing; dissolution; quenching; and the income from additively produced aluminum.
  • Patent application US2017 / 0016096 describes a process for manufacturing a part by localized melting, in particular obtained by exposing a powder to an energy beam of electron beam or laser beam type, the powder consisting of 'an aluminum alloy whose copper content is between 5% and 6% by mass, the magnesium content being between 2.5% and 3.5% by mass.
  • Patent application EP2796229 discloses a process for forming a metallic aluminum alloy reinforced by dispersion comprising the steps consisting in: obtaining, in powder form, an aluminum alloy composition which is capable of acquiring a dispersion-reinforced microstructure; directing a low energy density laser beam onto a part 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 at a speed greater than or equal to about 10 6 ° C per second, thereby forming the dispersion-reinforced aluminum metal alloy.
  • the method is particularly suitable for an alloy having a composition according to the following formula: AI C ompFe a SibXc, in which X represents at least one element chosen from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, W, Nb and Ta; "A” ranges from 2.0 to 7.5 atom%; “B” ranges from 0.5 to 3.0 atom%; “C” ranges from 0.05 to 3.5 atom%; and the balance is aluminum and accidental impurities, provided that the ratio [Fe + Si] / Si is in the range of about 2.0: 1 to 5.0: 1.
  • Patent application US2017 / 0211168 discloses a process for manufacturing a light and resistant alloy, performing at high temperature, comprising aluminum, silicon, and iron and / or nickel.
  • Patent application EP3026135 describes a molding alloy comprising 87 to 99 parts by weight of aluminum and silicon, 0.25 to 0.4 parts by weight of copper and 0.15 to 0.35 parts by weight of a combination of at least two elements among Mg, Ni and Ti. 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 manufacturing by laser, the object then undergoing a tempering treatment.
  • Patent application US2016 / 0138400 describes alloys comprising from 3 to 12% by weight of iron, from 0.1 to 3% by weight of vanadium, from 0.1 to 3% by weight of silicon and from 1 to 6% by weight of copper, aluminum residue and impurities, suitable for additive manufacturing techniques.
  • 4xxx alloys (mainly AllOSiMg, AI7SiMg and AI12SÎ) are the most mature aluminum alloys for the SLM application. These alloys offer a very good suitability for the SLM process but suffer from limited mechanical properties.
  • the Scalmalloy ® (DE102007018123A1) developed by APWorks offers (with a post-production heat treatment of 4 hours at 325 ° C) good mechanical properties at room temperature.
  • this solution suffers from a high cost in powder form linked 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.
  • the mechanical properties of the aluminum parts obtained by additive manufacturing depend on the alloy forming the filler metal, and more precisely on its composition, on the parameters of the additive manufacturing process as well as on the heat treatments applied.
  • the inventors have determined an alloy composition which, used in an additive manufacturing process, makes it possible to obtain parts having remarkable characteristics.
  • the parts obtained according to the present invention have improved characteristics compared to the prior art (in particular an 8009 alloy), in particular in terms of surface quality, resistance to hot cracking, or even hot hardness (by example after 4h at 400 ° C).
  • a first object of the invention is a method of manufacturing a part comprising the formation of successive solid metal layers, superimposed on each other, each layer describing a pattern defined from a digital model, each layer being formed by the deposition of a metal, called filler metal, the filler metal being subjected to an energy supply so as to melt and to constitute, by solidifying, said layer, in which the filler metal takes the form of a powder, the exposure of which to an energy beam results in a fusion followed by solidification so as to form a solid layer, the method being characterized in that the filler metal is an alloy of aluminum comprising at least the following alloying elements:
  • Fe according to a mass fraction of 1% to 15%, preferably 2 to 10%;
  • V according to a mass fraction of 0 to 5%, preferably 0.5 to 5%, more
  • the alloy according to the present invention also comprises:
  • impurities according to a mass fraction of less than 0.05% each (ie 500 ppm) and less than 0.15% in total;
  • the alloy can also comprise at least one element chosen from: Mn, Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Zr, Hf, Sc, Ce and / or mischmetal, according to a mass fraction 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%, even more preferably less than or equal to 5% in total.
  • 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 alloy can also comprise at least one element chosen from: Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In and / or Sn, according to a mass fraction 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%.
  • the alloy can 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%, Cu according to a mass fraction of 0.06 at 5%, preferably from 0.1 to 2%, Zn according to a mass fraction of 0.06 to 1% and / or Mg according to a mass fraction of 0.06 to 1%.
  • these elements can act on the resistance of the material by hardening precipitation or by their effect on the properties of the solid solution.
  • the addition of Mg is not recommended and the Mg content is preferably kept below an impurity value of 0.05% by mass.
  • the alloy can also comprise at least one compound for refining the grains and avoiding a coarse columnar microstructure, for example AITiC or AITÎB2 (for example in AT5B or AT3B form), in an amount less than or equal to 50 kg / ton, preferably less than or equal to 20 kg / tonne, even 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 AITÎB2 for example in AT5B or AT3B form
  • the process can comprise, following the formation of the layers: a dissolution followed by quenching and tempering, or
  • a heat treatment typically at a temperature of at least 100 ° C and at most 400 ° C
  • CIC hot isostatic compression
  • the heat treatment can in particular allow a dimensioning of the residual stresses and / or an additional precipitation of hardening phases.
  • 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 in place of the heat treatment.
  • the hot isostatic compression is carried out at a temperature of 250 ° C to 550 ° C and preferably from 300 ° C to 450 ° C, at a pressure of 500 to 3000 bars and for a period of 0.5 to 10 hours.
  • Heat treatment and / or hot isostatic compression makes it possible in particular to increase the hardness of the product obtained.
  • suitable for alloys with structural hardening it is possible to carry out dissolution followed by quenching and tempering of the formed part and / or hot isostatic compression.
  • the hot isostatic compression can in this case advantageously replace the dissolution.
  • the process according to the invention is advantageous since it preferably does not require a solution treatment followed by quenching. Dissolution can have a detrimental effect on the mechanical resistance in certain cases by participating in a magnification of the dispersoids or of the fine intermetallic phases.
  • the method according to the present invention also optionally comprises a machining treatment, and / or a chemical, electrochemical or mechanical surface treatment, and / or a tribofinishing. These treatments can be carried out in particular to reduce the roughness and / or improve the resistance to corrosion 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 object of the invention.
  • a third object of the invention is a powder comprising, preferably consisting of, an aluminum alloy comprising at least the following alloying elements:
  • Fe according to a mass fraction of 1% to 15%, preferably 2 to 10%;
  • V according to a mass fraction of 0 to 5%, preferably 0.5 to 5%, more
  • the alloy according to the present invention also comprises:
  • impurities according to 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 can also comprise:
  • Mg is not recommended and the Mg content is preferably kept below an impurity value of 0.05% by mass; and or
  • At least one compound chosen to refine the grains and avoid a coarse columnar microstructure for example AITiC or AITÎB2 (for example in AT5B or AT3B form), in an amount less than or equal to 50 kg / tonne, preferably less than or equal at 20 kg / ton, even more preferably lower 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.
  • Figure 1 is a diagram illustrating an additive manufacturing process of the SLM, or EBM type.
  • Figure 2 shows a micrograph of a cross section of an All0Si0.3Mg sample after surface scanning with a laser, cut and polished with two Knoop impressions in the recast layer.
  • Figure 1 generally describes an embodiment, in which the additive manufacturing method according to the invention is implemented.
  • the filler material 25 is in the form of an alloy powder according to the invention.
  • An energy source for example a laser source or an electron source 31, emits an energy beam for example a laser beam or an electron beam 32.
  • the energy source is coupled to the filler material by an optical system or electromagnetic lenses 33, the movement of the beam can thus be determined as a function of a digital model M.
  • the energy beam 32 follows a movement along the longitudinal plane XY, describing a pattern depending on the digital 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 melting of the latter, followed by solidification, resulting in the formation of a layer 20i ...
  • SLM selective laser melting
  • EBM electron beam melting
  • the layer is obtained by selective laser sintering (selective laser sintering, SLS or direct metal laser sintering, DMLS), the layer of alloy powder according to the invention being selectively sintered according to the chosen digital model with thermal energy supplied by a laser beam.
  • selective laser sintering 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
  • Direct Metal deposition Direct Métal Déposition, DMD
  • Direct Laser Déposition Direct Laser Déposition
  • LDT laser deposition technology
  • LENS metal deposition by laser
  • LCT laser plating technology
  • LCT Laser Freeform Manufacturing Technology
  • the method according to the invention is used for the production of a hybrid part comprising a part 10 obtained by conventional methods of rolling and / or spinning and / or molding and / or forging optionally followed machining and an integral part 20 obtained by additive manufacturing.
  • This embodiment can also be suitable for repairing parts obtained by conventional methods.
  • the metal parts obtained by the process according to the invention are particularly advantageous because they have smooth surfaces and do not exhibit hot cracking.
  • 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 heat treatment greater than that of a reference in 8009.
  • the hardness of the alloys according to the present invention decreases less between the raw state of manufacture and the state after a heat treatment.
  • the lower hardness in the raw state of manufacture of the alloys according to the present invention compared to an alloy 8009 is considered to be advantageous for the suitability for the SLM process, by inducing a lower level of stresses during the SLM manufacture and thus lower sensitivity to hot cracking.
  • the higher hardness after a heat treatment (for example 1 h at 400 ° C.) of the alloys according to the present invention compared to an alloy 8009 provides better thermal stability.
  • the heat treatment could be a post isostatic hot compressions (CIC) post manufacturing SLM.
  • CIC post isostatic hot compressions
  • the Knoop hardness 10g in the raw state for manufacturing the metal parts obtained according to the present invention is preferably from 150 to 350 HK, more preferably from 200 to 340 HK.
  • the Knoop hardness 10g 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 isostatic hot compression, is 150 to 300 HK, more preferably from 160 to 250 HK.
  • the Knoop hardness measurement method is described in the examples below.
  • average particle size 10 to 100 ⁇ m, preferably 20 to 60 ⁇ m;
  • the sphericity of a powder can for example be determined using a morphogranulometer
  • the flowability of a powder can for example be determined according to standard ASTM B213;
  • 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 standard ASTM B923);
  • the powder according to the present invention can be obtained by conventional methods of atomization from an alloy according to the invention in liquid or solid form or, alternatively, the powder can be obtained by mixing primary powders before exposure to energy beam, the different compositions of the primary powders having an average composition corresponding to the composition of the alloy according to the invention.
  • infusible, insoluble particles for example oxides or T1B2 particles or carbon particles
  • primary powders These particles can be used to refine the microstructure. They can also be used to harden the alloy if they are nanometric in size. These particles can 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 atomization by gas jet, plasma atomization, atomization by water jet, atomization by ultrasound, atomization by centrifugation, electrolysis and spheroidization, or grinding and spheroidization.
  • the powder according to the present invention is obtained by atomization by gas jet.
  • the gas jet atomization process begins with the casting of molten metal through a nozzle.
  • the molten metal is then reached by jets of neutral gases, such as nitrogen or argon, and atomized into very small droplets which cool and solidify as they fall inside an atomization tower .
  • the powders are then collected in a can.
  • the gas jet atomization process has the advantage of producing a powder having a spherical shape, unlike water jet atomization which produces a powder having an irregular shape.
  • Another advantage of atomization by gas jet is a good powder density, in particular thanks to the spherical shape and the distribution of particle size. Yet another advantage of this method is good reproducibility of the particle size distribution.
  • the powder according to the present invention can be steamed, in particular in order to reduce its humidity.
  • the powder can also be packaged and stored between its manufacture and its use.
  • the powder according to the present invention can in particular be used in the following applications:
  • direct metal sintering by laser Direct Métal Laser Sintering or DMLS in English
  • Selective sintering by heating Selective Heat Sintering or SHS
  • SLM Selective laser melting
  • EBM Electro Beam Melting
  • DED direct energy deposition
  • DLD direct laser deposition
  • LDT Laser Deposition Technology
  • LFMT laser freeform manufacturing technology
  • Induthem VC 650V to obtain ingots 130 mm high, 95 mm wide and 5 mm thick.
  • the composition of the alloys, obtained by ICP, is given as a percentage by mass fraction in Table 1 below.
  • the refining compound AT5B was added to the alloys Innovl and lnnov2, according to an amount of
  • 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 discs 5 mm thick and 27 mm in diameter, from the ingots obtained above. The discs were placed in an SLM machine and scans of the surface were performed with a laser following the same scanning strategy and process conditions representative of those used for the SLM process. It has in fact been found that it is possible in this way to assess 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.
  • the metal melts in a bath 10 to 350 ⁇ m thick. After the laser has passed, the metal cools quickly as in the SLM process. After the 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 heart of a part manufactured by SLM, because the scanning parameters are judiciously chosen.
  • the laser scanning of the surface of the different samples was carried out using a selective laser fusion machine PM100 from Phoenix Systems.
  • the laser source had a power of 200 W, the manufacturing temperature was 200 ° C, the vector deviation was 50 ⁇ m and the diameter of the beam was 60 to 80 ⁇ m. Two different scanning speeds were tested for each sample: 600 mm / s and 900 mm / s.
  • Hardness is an important property for alloys. Indeed, if the hardness in the layer remelted by scanning the surface with a laser is high, a part manufactured with the same alloy will potentially have a high breaking limit.
  • the hardness was measured according to the Knoop scale with a load of 10 g after laser treatment (in the raw state) and after an additional heat treatment at 400 ° C for 4 h, allowing 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 10 g in the raw state less than that of alloy 8009, but, after 4 h at 400 ° C., greater than that of alloy 8009 reference. Without being bound by theory, it is assumed that the higher hardness after 4 hours at 400 ° C is very probably associated with a slower coagulation kinetics of the dispersoids (better thermal stability).
  • Ingots cast from the compositions described in Table 1 above were atomized by the UTBM (University of Technology of Belfort Montbéliard) to obtain a powder by atomization by gas jet (method described above).
  • the particle size analysis of the powders obtained was carried out by laser diffraction using a Malvern Mastersizer 2000 granulometer according to standard ISO 13320.
  • the curve describing the evolution of the volume fraction as a function of the diameter of the particles forming the powder described generally a distribution comparable to a Gaussian distribution. Dio, D 5 o and Dgo are generally called the 10%, 50% (median) and 90% of the distribution obtained, respectively.
  • the porosity could be improved by optimizing the process, or even with a post-fabrication treatment of the CIC type (hot isostatic compression).

Landscapes

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

Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce 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 : - Si, selon une fraction massique de 0 à 4 %, de préférence de 0,5 à 4 %, plus préférentiellement de 1 à 4 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 %; - Fe, selon une fraction massique de 1 % à 15 %, de préférence de 2 à 10 %; -V, selon une fraction massique de 0 à 5 %, de préférence de 0,5 à 5 %, plus préférentiellement de 1 à 5 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 %; au moins un élément choisi parmi : Ni, La et/ou Co, selon une fraction massique de 0,5 à 15 %, de préférence de 1 à 10 %, plus préférentiellement de 3 à 8 % chacun pour Ni et Co, selon une fraction massique de 1 à 10 %, de préférence de 3 à 8 % pour La, et selon une fraction massique inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 % au total. 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 : PROCEDE DE FABRICATION D'UNE PIECE EN ALLIAGE D'ALUMINIUM
DOMAINE TECHNIQUE
Le domaine technique de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium, mettant en oeuvre une technique de fabrication additive.
ART ANTERIEUR
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.
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 W02015/006447. 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. 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.
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.
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.
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.
La demande de brevet US2017/0016096 décrit un procédé de fabrication d’une pièce par fusion localisée notamment obtenue par l’exposition d’une poudre à un faisceau d’énergie de type faisceau d’électrons ou faisceau laser, la poudre étant constituée d’un alliage d’aluminium dont la teneur en cuivre est comprise entre 5 % et 6 % en masse, la teneur en magnésium étant comprise entre 2.5 % et 3.5 % en masse.
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 : AICompFeaSibXc, 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.
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. 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.
La demande de brevet US2016/0138400 décrit des alliages comprenant de 3 à 12 % en poids de fer, de 0,1 à 3 % en poids de vanadium, de 0,1 à 3 % en poids de silicium et de 1 à 6 % en poids de cuivre, reste aluminium et impuretés, adapté pour les techniques de fabrication additive.
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-l.3V-l.7Si.
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.
Il existe une demande grandissante d’alliages d’aluminium à haute résistance pour l’application SLM. Les alliages 4xxx (principalement AllOSiMg, AI7SiMg et AI12SÎ) 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.
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.
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 qualité de surface, de résistance à la fissuration à chaud, ou encore de dureté à chaud (par exemple après 4h à 400°C).
EXPOSE DE L'INVENTION
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:
Si, selon une fraction massique de 0 à 4 %, de préférence de 0,5 à 4 %, plus
préférentiellement de 1 à 4 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
Fe, selon une fraction massique de 1 % à 15 %, de préférence de 2 à 10 % ;
V, selon une fraction massique de 0 à 5 %, de préférence de 0,5 à 5 %, plus
préférentiellement de 1 à 5 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
au moins un élément choisi parmi : Ni, La et/ou Co, selon une fraction massique de 0,5 à 15 %, de préférence de 1 à 10 %, plus préférentiellement de 3 à 8 % chacun pour Ni et Co, selon une fraction massique de 1 à 10 %, de préférence de 3 à 8 % pour La, et selon une fraction massique inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 % au total. Il est à noter que l'alliage selon la présente invention comprend 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.
Optionnellement, l’alliage peut également comprendre au moins un élément choisi parmi : Mn, Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Zr, Hf, Sc, Ce 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 %. Ces éléments peuvent conduire à la formation de dispersoïdes ou de phases intermétalliques fines permettant d'augmenter la dureté du matériau obtenu.
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 %.
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 %, Cu selon une fraction massique de 0,06 à 5 %, de préférence de 0,1 à 2 %, Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 % et/ou Mg 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.
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.
Optionnellement, l'alliage peut également comprendre au moins un composé pour affiner les grains et éviter une microstructure colonnaire grossière, par exemple AITiC ou AITÎB2 (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.
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 400°C,
et/ou une compression isostatique à chaud (CIC).
Le traitement thermique peut notamment permettre un dimensionnement des contraintes résiduelles et/ou une précipitation supplémentaire de phases durcissantes. 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.
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.
Le traitement thermique et/ou la compression isostatique à chaud permet en particulier d'augmenter la dureté du produit obtenu.
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.
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.
Optionnellement, il est possible de réaliser une déformation mécanique de la pièce, par exemple après la fabrication additive et/ou avant le traitement thermique.
Un deuxième objet de l’invention est une pièce métallique, obtenue par un procédé selon le premier objet de l’invention.
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 :
Si, selon une fraction massique de 0 à 4 %, de préférence de 0,5 à 4 %, plus
préférentiellement de 1 à 4 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
Fe, selon une fraction massique de 1 % à 15 %, de préférence de 2 à 10 % ;
V, selon une fraction massique de 0 à 5 %, de préférence de 0,5 à 5 %, plus
préférentiellement de 1 à 5 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ; au moins un élément choisi parmi : Ni, La et/ou Co, selon une fraction massique de 0,5 à 15 %, de préférence de 1 à 10 %, plus préférentiellement de 3 à 8 % chacun pour Ni et Co, selon une fraction massique de 1 à 10 %, de préférence de 3 à 8 % pour La, et selon une fraction massique inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 % au total. II est à noter que l'alliage selon la présente invention comprend 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.
L'alliage d'aluminium de la poudre selon la présente invention peut également comprendre :
• optionnellement au moins un élément choisi parmi : Mn, Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Zr, Hf, Sc, Ce 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 %. ; et/ou
• 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
• 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 %, Cu selon une fraction massique de 0,06 à 5 %, de préférence de 0,1 à 2 %, Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 % et/ou Mg selon une fraction massique de 0,06 à 1 %. ; et/ou
• 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
• optionnellement au moins un composé choisi pour affiner les grains et éviter une microstructure colonnaire grossière, par exemple AITiC ou AITÎB2 (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.
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.
FIGURES
[Fig. 1] La Figure 1 est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type SLM, ou EBM.
[Fig. 2] La Figure 2 montre une micrographie d'une coupe transversale d'un échantillon All0Si0.3Mg après balayage de surface avec un laser, coupé et poli avec deux empreintes Knoop dans la couche refondue.
DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION
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.
La Figure 1 décrit de façon générale un mode de réalisation, dans lequel le procédé de fabrication additive selon l'invention est mis en oeuvre. 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.
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.
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).
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).
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.
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.
A l'issue de la formation des couches successives on obtient une pièce brute ou pièce à l'état brut de fabrication.
Les pièces métalliques obtenues par le procédé selon l'invention sont particulièrement avantageuses car elles présentent des surfaces lisses et ne présentent pas de fissuration à chaud. D'autre part, 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 diminue moins 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 lh 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 compressions 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.
La dureté Knoop 10g à l'état brut de fabrication des pièces métalliques obtenues selon la présente invention est de préférence de 150 à 350 HK, plus préférentiellement de 200 à 340 HK. De manière préférée, la dureté Knoop 10g 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, est de 150 à 300 HK, plus préférentiellement de 160 à 250 HK. Le procédé de mesure de la dureté Knoop est décrit dans les exemples ci-après.
La poudre selon la présente invention peut présenter au moins l'une des caractéristiques suivantes :
taille moyenne de particules de 10 à 100 pm, de préférence de 20 à 60 pm ;
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 ;
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. 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.
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 %.
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.
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.
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.
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.
L'invention sera décrite plus en détails dans l'exemple ci-après. 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.
EXEMPLES
Différents 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.
[Tableau 1]
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000015_0001
Le composé affinant AT5B a été ajouté aux alliages Innovl et lnnov2, selon une quantité de
10 kg/tonne.
Exemple 1 : SLM sur disques
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 disques d'épaisseur 5 mm et de diamètre 27 mm, à partir des lingots obtenus ci- avant. Les disques ont été placés 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.
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 PM100 de marque Phénix Systems. La source laser avait une puissance de 200 W, la température de fabrication était de 200°C, l'écart vecteur était de 50 pm et le diamètre du faisceau était de 60 à 80 pm. Deux vitesses de balayage différentes ont été testées pour chaque échantillon : 600 mm/s et 900 mm/s.
1) Sensibilité à la fissuration à chaud
11 est connu que certains alliages ne peuvent pas être utilisés en SLM car les échantillons fissurent pendant la construction en SLM. Il a été montré que cette fissuration peut également être obtenue par le balayage de la surface avec un laser. Ainsi cette méthode (balayage de la surface avec un laser) permet de simuler un procédé SLM et d'éliminer des alliages qui fissureraient lors du procédé SLM. Les disques obtenus ci-avant ont été coupés dans le plan perpendiculaire à la direction des passes du laser et ont ensuite été polis. La sensibilité aux fissures à chaud (pendant le balayage de surface avec le laser) a été évaluée par des observations métallographiques (x200) sur des coupes transversales des zones traitées. Les résultats sont résumés dans le tableau 2 ci-après. La cotation 1 correspond à l'absence de microfissures, la cotation 2 à la présence de microfissures de moins de 50 pm, et la cotation 3 à la présence de microfissures de plus de 50 pm.
[Tableau 2]
Figure imgf000016_0001
Ainsi, d'après le tableau2 ci-avant, seuls les alliages selon la présente invention permettent d'obtenir une bonne résistance à la fissuration à chaud. D'autre part, il a été observé une surface lisse avec peu ou pas de défauts.
2) Mesure de dureté Knoop
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.
Pour évaluer la dureté de la couche refondue, les disques obtenus ci-avant ont été coupés 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 avec un appareil de modèle Durascan de Struers. La méthode de dureté Knoop 10 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.
La dureté a été mesurée selon l'échelle Knoop avec une charge de 10 g après traitement laser (à l'état brut) et après un traitement thermique supplémentaire à 400°C pendant 4 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.
Les valeurs de dureté Knoop 10g à l'état brut et après 4h à 400°C sont données dans le tableau 3 ci-après (HK). [Tableau 3]
Figure imgf000017_0001
Les alliages selon la présente invention (Innovl, lnnov2 et lnnov3) ont montré une dureté Knoop 10g à l'état brut inférieure à celle de l'alliage 8009, mais, après 4h à 400°C, supérieure à celle de l’alliage 8009 de référence. Sans être lié par la théorie, il est supposé que la dureté plus élevée après 4h à 400°C est très probablement associée à une cinétique de coagulation plus lente des dispersoïdes (meilleure stabilité thermique).
Exemple 2 : SLM sur poudre
Des lingots coulés à partir des compositions décrites dans le tableau 1 ci-avant ont été atomisés par l'UTBM (Université de Technologie de Belfort Montbéliard) pour obtenir une poudre par atomisation par jet de gaz (méthode décrite ci-avant). L'analyse granulométrique des poudres obtenues a été effectuée par diffraction laser à l'aide d'un granulomètre Malvern Mastersizer 2000 selon la norme ISO 13320. La courbe décrivant l’évolution de la fraction volumique en fonction du diamètre des particules formant la poudre décrit généralement une distribution assimilable à une distribution gaussienne. On appelle généralement Dio, D5o et Dgo respectivement les fractiles à 10 %, à 50 % (médiane) et à 90 % de la distribution obtenue.
Les caractéristiques Dio, D5o et Dgo des poudres obtenues est donnée dans le tableau 4 ci-après.
[Tableau 4]
Figure imgf000017_0002
Ainsi, il est possible de fabriquer des poudres à partir des alliages selon l'invention.
Dans cet exemple des pièces ont été élaborées par le procédé SLM précédemment décrit. Les essais ont été menés sur une machine Renishaw AM 400 de 400W par l'UTBM. Pour chacun des alliages Innovl, lnnov2 et lnnov3, plusieurs cubes de 7 mm de côté ont été fabriqués en faisant varier les paramètres de procédé (voir le tableau 5 ci-après). La porosité des cubes ainsi obtenus a été déterminée (par polissage puis analyse d'image) et est donnée dans le tableau 5 ci-après.
[Tableau 5]
Figure imgf000018_0001
Ainsi, il est possible d'obtenir des pièces ayant des porosités acceptables avec le procédé selon la présente invention. La porosité pourrait être améliorée par optimisation du procédé, voire avec un traitement post-fabrication de type CIC (compression isostatique à chaud).
En outre, aucun des échantillons testés n'a présenté de fissuration pendant la fabrication SLM.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'une pièce 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 :
Si, selon une fraction massique de 0 à 4 %, de préférence de 0,5 à 4 %, plus
préférentiellement de 1 à 4 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
Fe, selon une fraction massique de 1 % à 15 %, de préférence de 2 à 10 % ;
- V, selon une fraction massique de 0 à 5 %, de préférence de 0,5 à 5 %, plus
préférentiellement de 1 à 5 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
au moins un élément choisi parmi : Ni, La et/ou Co, selon une fraction massique de 0,5 à 15 %, de préférence de 1 à 10 %, plus préférentiellement de 3 à 8 % chacun pour Ni et Co, selon une fraction massique de 1 à 10 %, de préférence de 3 à 8 % pour La, et selon une fraction massique inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 % au total.
2. Procédé selon la revendication 1, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un élément choisi parmi : Mn, Ti, W, Nb, Ta, Y, Yb, Nd, Er, Cr, Zr, Hf, Ce, Sc 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.
3. 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.
4. 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 %, Cu selon une fraction massique de 0,06 à 5 %, de préférence de 0,1 à 2 %, Zn selon une fraction massique de 0,06 à 1 % et/ou Mg selon une fraction massique de 0,06 à 1 %.
5. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, dans lequel l'alliage d'aluminium comprend également au moins un composé pour affiner les grains, par exemple AITiC ou AITÎB2, 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.
6. 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 400°C,
et/ou une compression isostatique à chaud.
7. Pièce métallique (20) obtenue par un procédé objet de l’une quelconque des revendications précédentes.
8. Poudre comprenant, de préférence consistant en, un alliage d’aluminium comprenant :
Si, selon une fraction massique de 0 à 4 %, de préférence de 0,5 à 4 %, plus
préférentiellement de 1 à 4 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
Fe, selon une fraction massique de 1 % à 15 %, de préférence de 2 à 10 % ;
V, selon une fraction massique de 0 à 5 %, de préférence de 0,5 à 5 %, plus
préférentiellement de 1 à 5 %, et encore plus préférentiellement de 1 à 3 % ;
au moins un élément choisi parmi : Ni, La et/ou Co, selon une fraction massique de 0,5 à 15 %, de préférence de 1 à 10 %, plus préférentiellement de 3 à 8 % chacun pour Ni et Co, selon une fraction massique de 1 à 10 %, de préférence de 3 à 8 % pour La, et selon une fraction massique inférieure ou égale à 15 %, de préférence inférieure ou égale à 12 % au total.
PCT/FR2019/051545 2018-06-25 2019-06-24 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium Ceased WO2020002813A1 (fr)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980042797.2A CN112352061A (zh) 2018-06-25 2019-06-24 制造铝合金零件的方法
EP19742879.0A EP3810817B1 (fr) 2018-06-25 2019-06-24 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
JP2020569780A JP7386819B2 (ja) 2018-06-25 2019-06-24 アルミニウム合金からなる部品の製造方法
CA3102419A CA3102419A1 (fr) 2018-06-25 2019-06-24 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
US17/253,393 US20210260661A1 (en) 2018-06-25 2019-06-24 Process for manufacturing an aluminium alloy part
KR1020207037117A KR20210023882A (ko) 2018-06-25 2019-06-24 알루미늄 합금 부품 제조 방법

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR1870745 2018-06-25
FR1870745A FR3082763A1 (fr) 2018-06-25 2018-06-25 Procede de fabrication d une piece en alliage d aluminium
FR1871131 2018-10-05
FR1871131A FR3082764B1 (fr) 2018-06-25 2018-10-05 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020002813A1 true WO2020002813A1 (fr) 2020-01-02

Family

ID=67402959

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2019/051545 Ceased WO2020002813A1 (fr) 2018-06-25 2019-06-24 Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2020002813A1 (fr)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113528901A (zh) * 2021-07-20 2021-10-22 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法
CN114277272A (zh) * 2021-12-27 2022-04-05 上海耀鸿科技股份有限公司 铝合金改性用复合稀土合金及其制备方法
CN114395704A (zh) * 2021-12-24 2022-04-26 安顺学院 一种利用热等静压技术提高铝合金铸件致密度的方法
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
CN115747579A (zh) * 2022-10-25 2023-03-07 安徽中科春谷激光产业技术研究院有限公司 一种高强韧增材制造铝合金材料及其制备方法

Citations (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01149935A (ja) * 1987-12-07 1989-06-13 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金粉末成形体及びその製造方法
JPH01319644A (ja) * 1988-06-18 1989-12-25 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法
JPH03232949A (ja) * 1990-02-07 1991-10-16 Furukawa Alum Co Ltd アルミニウム合金制振材料の製造方法
JPH0813074A (ja) * 1994-07-04 1996-01-16 Toyota Motor Corp アルミ基摺動部材
JPH08143999A (ja) * 1994-11-22 1996-06-04 Mitsubishi Materials Corp 高温強度および高温延性に優れたＡｌ合金粉末熱間鍛造部材
JPH116024A (ja) * 1997-06-18 1999-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐摩耗性に優れたアルミニウム合金複合材料
JP2007039748A (ja) * 2005-08-03 2007-02-15 Kobe Steel Ltd 耐熱性Ａｌ基合金
JP2008261004A (ja) * 2007-04-11 2008-10-30 Sumitomo Denko Shoketsu Gokin Kk アルミニウム合金
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
US20160138400A1 (en) 2014-11-17 2016-05-19 Alcoa Inc. Aluminum alloys having iron, silicon, vanadium and copper
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
US20170016096A1 (en) 2015-07-16 2017-01-19 Hamilton Sundstrand Corporation Method of manufacturing aluminum alloy articles
US20170211168A1 (en) 2016-01-27 2017-07-27 GM Global Technology Operations LLC Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys
US20180080103A1 (en) * 2016-09-19 2018-03-22 Ut-Battelle, Llc Additive manufacturing methods using aluminum-rare earth alloys and products made using such methods

Patent Citations (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01149935A (ja) * 1987-12-07 1989-06-13 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金粉末成形体及びその製造方法
JPH01319644A (ja) * 1988-06-18 1989-12-25 Furukawa Alum Co Ltd 耐熱性アルミニウム合金材及びその製造方法
JPH03232949A (ja) * 1990-02-07 1991-10-16 Furukawa Alum Co Ltd アルミニウム合金制振材料の製造方法
JPH0813074A (ja) * 1994-07-04 1996-01-16 Toyota Motor Corp アルミ基摺動部材
JPH08143999A (ja) * 1994-11-22 1996-06-04 Mitsubishi Materials Corp 高温強度および高温延性に優れたＡｌ合金粉末熱間鍛造部材
JPH116024A (ja) * 1997-06-18 1999-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐摩耗性に優れたアルミニウム合金複合材料
JP2007039748A (ja) * 2005-08-03 2007-02-15 Kobe Steel Ltd 耐熱性Ａｌ基合金
JP2008261004A (ja) * 2007-04-11 2008-10-30 Sumitomo Denko Shoketsu Gokin Kk アルミニウム合金
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
US20160138400A1 (en) 2014-11-17 2016-05-19 Alcoa Inc. Aluminum alloys having iron, silicon, vanadium and copper
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
US20170016096A1 (en) 2015-07-16 2017-01-19 Hamilton Sundstrand Corporation Method of manufacturing aluminum alloy articles
US20170211168A1 (en) 2016-01-27 2017-07-27 GM Global Technology Operations LLC Rapidly solidified high-temperature aluminum iron silicon alloys
US20180080103A1 (en) * 2016-09-19 2018-03-22 Ut-Battelle, Llc Additive manufacturing methods using aluminum-rare earth alloys and products made using such methods

Non-Patent Citations (4)

* 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 A, vol. 659, 2016, pages 207 - 214
A. L. GREER: "Grain refinement of alloys by inoculation of melts", ROYAL SOCIETY OF LONDON. PHILOSOPHICAL TRANSACTIONS A. MATHEMATICAL, PHYSICAL AND ENGINEERING SCIENCES, vol. 361, no. 1804, 28 January 2003 (2003-01-28), UK, pages 479 - 495, XP055571848, ISSN: 1471-2962, DOI: 10.1098/rsta.2002.1147 *
J Q WANG ET AL: "Effect of rare-earth elements on the microstructural characterization in rapidly quenched thermally strengthened aluminium alloys", JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE, vol. 33, no. 2, 31 January 1998 (1998-01-31), Dordrecht, pages 497 - 505, XP055568035, ISSN: 0022-2461, DOI: 10.1023/A:1004352704113 *

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN113528901A (zh) * 2021-07-20 2021-10-22 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法
CN113528901B (zh) * 2021-07-20 2022-03-29 重庆增隆新材料科技有限公司 一种增材制造用耐热铝合金球形粉体材料及其制备方法
CN114395704A (zh) * 2021-12-24 2022-04-26 安顺学院 一种利用热等静压技术提高铝合金铸件致密度的方法
CN114277272A (zh) * 2021-12-27 2022-04-05 上海耀鸿科技股份有限公司 铝合金改性用复合稀土合金及其制备方法
CN115747579A (zh) * 2022-10-25 2023-03-07 安徽中科春谷激光产业技术研究院有限公司 一种高强韧增材制造铝合金材料及其制备方法
CN115747579B (zh) * 2022-10-25 2024-02-02 安徽中科春谷激光产业技术研究院有限公司 一种高强韧增材制造铝合金材料及其制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
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
FR3083479A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP3860787B1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3810817B1 (fr) Procede de fabrication d'une piece 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
WO2020152427A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium, l'alliage comportant au moins du zirconium et du magnesium
FR3083478A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP4149703B1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2021156583A2 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
FR3139018A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP4536425A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium

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: 19742879

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3102419

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020569780

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20207037117

Country of ref document: KR

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: 2019742879

Country of ref document: EP

Effective date: 20210125

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2019742879

Country of ref document: EP