IT202000030140A1 - A AL-TI-CU-MG-B-NI-FE-SI ALLOY FOR ADDITIVE MANUFACTURING - Google Patents
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Description
DESCRIZIONE DESCRIPTION
Annessa a domanda di brevetto per INVENZIONE INDUSTRIALE avente per titolo Attached to a patent application for INDUSTRIAL INVENTION having the title
?Lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si per la fabbricazione additiva? ?Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy for additive manufacturing?
CAMPO DELL?INVENZIONE FIELD OF THE INVENTION
La presente invenzione appartiene al campo dei materiali che possono essere lavorati con la fabbricazione additiva (AM). In particolare, la presente invenzione riguarda una lega a base di alluminio e un prodotto stampato in 3D ottenuto dalla lavorazione di tale lega mediante tecniche AM. The present invention belongs to the field of materials that can be processed with additive manufacturing (AM). In particular, the present invention relates to an aluminum-based alloy and to a 3D printed product obtained by processing this alloy by AM techniques.
STATO DELL?ARTE STATE OF ART
Negli ultimi anni, la fabbricazione additiva (AM) ha suscitato sempre pi? interesse in un'ampia gamma di settori tecnologici in quanto consente la fabbricazione di prodotti con forme complesse e piccole quantit? di scarti. La tecnologia AM pi? diffusa, in particolare per la produzione di prototipi e serie di prodotti stampati in 3D, ? la Laser Powder Bed Fusion (LPBF), nota anche come Selective Laser Melting (SLM), Direct Metal Laser Sintering (DMLS), Laser Cusing, Additive Laser Manufacturing (ALM), ecc, che ? un processo di fusione a letto di polvere utilizzato per produrre oggetti da materiali in polvere utilizzando uno o pi? laser per fondere o fondere selettivamente le particelle in superficie, strato dopo strato, in una camera chiusa. In recent years, additive manufacturing (AM) has aroused more and more interest in a wide range of technological sectors as it allows the manufacture of products with complex shapes and small quantities? of waste. AM technology pi? widespread, especially for the production of prototypes and series of 3D printed products, ? Laser Powder Bed Fusion (LPBF), also known as Selective Laser Melting (SLM), Direct Metal Laser Sintering (DMLS), Laser Cusing, Additive Laser Manufacturing (ALM), etc, what is it? a powder bed fusion process used to produce objects from powdered materials using one or more lasers to selectively melt or melt particles at the surface, layer by layer, in a closed chamber.
Sebbene vi sia una forte richiesta di una vasta gamma di leghe per AM, il numero di materiali disponibili sul mercato ? ancora limitato. Ci? ? dovuto principalmente alla scarsa lavorabilit? di molte leghe standard normalmente utilizzate, ad esempio, per fusione tradizionale o per deformazione plastica. In particolare, la mancanza di leghe di alluminio ad alta resistenza che possano essere lavorate anche con l'AM rimane un grosso problema per la diffusione di tali tecniche innovative in molti settori tecnologici come l'industria aerospaziale e automobilistica. Although there is a strong demand for a wide range of AM alloys, how many materials are available on the market? still limited. There? ? mainly due to the poor workability? of many standard alloys normally used, for example, by traditional casting or plastic deformation. In particular, the lack of high-strength aluminum alloys that can also be machined with AM remains a major problem for the diffusion of such innovative techniques in many technological sectors such as the aerospace and automotive industries.
Molte leghe di alluminio ad alta resistenza attualmente disponibili sul mercato, come le leghe appartenenti alle serie 2xxx, 6xxx e 7xxx, sono difficili da lavorare con la fabbricazione additiva perch? hanno un'elevata suscettibilit? alla criccabilit? a caldo. Many high-strength aluminum alloys currently available on the market, such as alloys belonging to the 2xxx, 6xxx and 7xxx series, are difficult to machine with additive manufacturing because do they have a high susceptibility? to crackability? hot.
La criccabilit? a caldo ? un fenomeno metallurgico che pu? verificarsi nella fusione e nella saldatura di molti materiali metallici, comprese le leghe di Al ad alta resistenza. Durante la fase terminale della solidificazione, il ritiro termico favorisce l'accumulo di tensioni di trazione nel metallo semisolido, causando la nucleazione e la propagazione delle cricche principalmente lungo i bordi dei grani. The crackability? hot? a metallurgical phenomenon that pu? occur in the casting and welding of many metallic materials, including high-strength Al alloys. During the terminal phase of solidification, thermal shrinkage favors the accumulation of tensile stresses in the semi-solid metal, causing crack nucleation and propagation mainly along the grain boundaries.
Pertanto, c'? ancora la necessit? di fornire leghe di alluminio ad alta resistenza che possano essere lavorate con la fabbricazione additiva, in particolare le tecnologie additive a base laser, senza incorrere nei fenomeni sopra citati e che, allo stesso tempo, permettano di ottenere prodotti finali con le propriet? meccaniche e funzionali desiderate. Therefore, there still the need? to supply high-strength aluminum alloys that can be processed with additive manufacturing, in particular laser-based additive technologies, without incurring in the phenomena mentioned above and which, at the same time, allow to obtain final products with the properties? desired mechanical and functional.
Recentemente sono stati pubblicati alcuni lavori sulla modifica della composizione chimica delle leghe di alluminio ad alta resistenza. Ad esempio, tali lavori di ricerca sono focalizzati sull'effetto dell'aggiunta di nucleanti sul comportamento di solidificazione delle leghe di Al elaborate da LPBF. Recently, some works on the modification of the chemical composition of high strength aluminum alloys have been published. For example, such research works are focused on the effect of nucleating addition on the solidification behavior of Al alloys processed by LPBF.
("Effect of Zirconium addition on crack, microstructure and mechanical behavior of selective laser melted Al-Cu-Mg alloy", Scr. Mater., vol.134, pp.6-10, 2017) hanno studiato le propriet? di una lega Al-Cu-Mg modificata con Zr e i corrispondenti campioni ottenuti con la stampa 3D (in particolare con la fusione laser selettiva - Selective Laser Melting), rispetto alle propriet? della lega Al-Cu-Mg non modificata e dei corrispondenti campioni. La modifica della lega Al-Cu-Mg di partenza ? stata effettuata miscelando meccanicamente la lega sotto forma di polvere atomizzata con una polvere micrometrica di Zr in quantit? pari al 2% in peso rispetto al peso totale della lega di partenza. ("Effect of Zirconium addition on crack, microstructure and mechanical behavior of selective laser melted Al-Cu-Mg alloy", Scr. Mater., vol.134, pp.6-10, 2017) studied the properties of an Al-Cu-Mg alloy modified with Zr and the corresponding samples obtained with 3D printing (in particular with selective laser melting - Selective Laser Melting), with respect to the properties? of the unmodified Al-Cu-Mg alloy and the corresponding samples. The modification of the starting Al-Cu-Mg alloy? been carried out by mechanically mixing the alloy in the form of atomized powder with a micrometric powder of Zr in quantity? equal to 2% by weight with respect to the total weight of the starting alloy.
Questo studio ha mostrato una riduzione del fenomeno della criccatura a caldo per i campioni cos? ottenuti rispetto ai campioni prodotti con la lega non modificata, a causa dell'effetto di raffinazione del grano innescato dall'aggiunta della polvere Zr. This study showed a reduction of the hot cracking phenomenon for samples so? obtained compared to the samples produced with the unmodified alloy, due to the grain refining effect triggered by the addition of the Zr powder.
P. Wang et al. (?A heat treatable TiB2/Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si composite fabricated by selective laser melting: microstructure, heat treatment and mechanical properties?, Compos. Part B Eng., vol. 147, pp. 162-168, 2018) hanno studiato le propriet? di una lega Al-Cu-Mg-Si modificata con l'aggiunta di particelle TiB2 e dei corrispondenti campioni ottenuti da AM, rispetto alle propriet? della lega Al-Cu-Mg-Si non modificata e dei corrispondenti campioni. La modifica della lega Al-Cu-Mg-Si di partenza ? stata fatta mescolando meccanicamente la lega sotto forma di polvere atomizzata con una polvere TiB2 micrometrica. Questo studio ha mostrato l'effetto positivo dell'aggiunta di 5 vol.% di particelle TiB2 sulla lavorabilit? della lega Al-Cu-Mg-Si. P.Wang et al. (?A heat treatable TiB2/Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si composite fabricated by selective laser melting: microstructure, heat treatment and mechanical properties?, Compos. Part B Eng., vol. 147, pp. 162-168, 2018 ) have studied the properties? of an Al-Cu-Mg-Si alloy modified with the addition of TiB2 particles and the corresponding samples obtained from AM, with respect to the properties? of the unmodified Al-Cu-Mg-Si alloy and the corresponding samples. The modification of the starting Al-Cu-Mg-Si alloy? was made by mechanically mixing the alloy in the form of atomized powder with a micrometric TiB2 powder. This study showed the positive effect of adding 5 vol.% TiB2 particles on the processability? of the Al-Cu-Mg-Si alloy.
Allo stesso modo, X. Wen et al. (?Laser solid forming additive manufacturing TiB2 reinforced 2024Al composite: microstructure and mechanical properties, Materials Science and Engineering: A, Vol. 745, pp. 319-325, 2019) hanno mostrato che l'aggiunta di particelle di TiB2 all'interno della lega Al-Cu-Mg (AA2024) ha portato ad un affinamento della struttura dei grani e ad un miglioramento delle propriet? meccaniche del prodotto finale. Similarly, X. Wen et al. (?Laser solid forming additive manufacturing TiB2 reinforced 2024Al composite: microstructure and mechanical properties, Materials Science and Engineering: A, Vol. 745, pp. 319-325, 2019) showed that the addition of TiB2 particles inside the alloy Al-Cu-Mg (AA2024) has led to a refinement of the structure of the grains and to an improvement of the properties? mechanics of the final product.
Tuttavia, nessuno di questi lavori riguarda l'uso di una polvere di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si. However, none of these works involve the use of an Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder.
Inoltre, le leghe di Al come Al-Cu o Al-Cu-Mg sono considerate materiali con una lavorabilit? AM particolarmente bassa (specialmente quando si usa la tecnica L-PBF) e altamente suscettibili di alla criccatura a caldo nel prodotto finito. Furthermore, Al alloys such as Al-Cu or Al-Cu-Mg are considered materials with a machinability? Particularly low AM (especially when using the L-PBF technique) and highly susceptible to hot cracking in the finished product.
Tuttavia, la Richiedente ha riscontrato che una polvere di lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si mostra un'eccellente lavorabilit? con le tecnologie additive. Inoltre, la lega proposta dall'invenzione produce un prodotto stampato in 3D dotato di elevate caratteristiche meccaniche e prestazioni sia a temperatura ambiente che ad alte temperature. However, the Applicant has found that an Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy powder shows excellent machinability. with additive technologies. Furthermore, the alloy proposed by the invention produces a 3D printed product with high mechanical characteristics and performance both at room temperature and at high temperatures.
SOMMARIO DELL?INVENZIONE SUMMARY OF THE INVENTION
La presente invenzione si riferisce ad una polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si per la fabbricazione additiva, preferibilmente per la fabbricazione additiva a base di laser, pi? preferibilmente per la Laser Powder Bed Fusion (LPBF), comprendente o costituita da: The present invention relates to an Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder for additive manufacturing, preferably for laser-based additive manufacturing, more preferably for Laser Powder Bed Fusion (LPBF), comprising or consisting of:
- da 2 a 4 % in peso di Ti; - from 2 to 4% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1,5 % in peso di B; - from 0.5 to 1.5% by weight of B;
- da 2 a 3,5 % in peso di Cu; - from 2 to 3.5% by weight of Cu;
- da 1 a 2 % in peso di Mg; - from 1 to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
La presente invenzione riguarda anche un prodotto stampato in 3D ottenuto da: The present invention also relates to a 3D printed product obtained from:
(i) lavorazione di detta polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si mediante una tecnica di fabbricazione additiva, preferibilmente mediante una tecnica di fabbricazione additiva a base di laser, pi? preferibilmente mediante la Laser Powder Bed Fusion (LPBF); detto prodotto stampato in 3D comprendente una lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si comprendente o costituita da: (i) processing said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder by an additive manufacturing technique, preferably by a laser-based additive manufacturing technique, more preferably by Laser Powder Bed Fusion (LPBF); said 3D printed product comprising an Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy comprising or consisting of:
- da 2 a 4 % in peso di Ti; - from 2 to 4% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1,5 % in peso di B; - from 0.5 to 1.5% by weight of B;
- da 2 a 3,5 pz. % in peso di Cu; - from 2 to 3.5 pcs. Wt% Cu;
- da 1 a 2 pz. % in peso di Mg; - from 1 to 2 pcs. wt% Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo una forma di realizzazione dell'invenzione, il prodotto stampato in 3D pu? essere eventualmente sottoposto ulteriormente a: According to one embodiment of the invention, the 3D printed product can possibly be subjected further to:
(ii) detensionamento a una temperatura compresa tra 100 e 400 ?C; e/o (ii) stress relief at a temperature between 100 and 400°C; and/or
(iii) un trattamento termico comprendente la ricottura per solubilizzazione a una temperatura preferibilmente compresa tra 400 e 600 ?C seguita da un raffreddamento con tempra in acqua; e/o (iii) a heat treatment comprising solution annealing at a temperature preferably between 400 and 600°C followed by quenching in water; and/or
(iv) invecchiamento a una temperatura preferibilmente compresa tra 120 e 220 ?C per un tempo che va preferibilmente da 1 ora a 48 ore. (iv) aging at a temperature preferably ranging from 120 to 220°C for a time ranging preferably from 1 hour to 48 hours.
Preferibilmente, quando il prodotto stampato in 3D secondo la presente invenzione non ? sottoposto al trattamento termico dei passaggi (ii) e/o (iii) e/o (iv), esso comprende composti di fase secondaria preferibilmente scelti nel gruppo costituito da: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, ?-Al2Cu e ?-Mg2Si e loro combinazioni; tali composti di fase secondaria sono posizionati ai confini delle celle e/o all'interno dei nuclei delle celle della struttura di solidificazione del prodotto stampato in 3D. Preferably, when the 3D printed product according to the present invention is not subjected to the heat treatment of steps (ii) and/or (iii) and/or (iv), it comprises secondary phase compounds preferably selected from the group consisting of: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, ?-Al2Cu and ?-Mg2Si and combinations thereof; such secondary phase compounds are positioned at the cell boundaries and/or within the cell cores of the solidification structure of the 3D printed product.
Secondo un'altra forma di realizzazione della presente invenzione, quando il prodotto stampato in 3D ? sottoposto al passaggio (iii) o ai passaggi (ii)+(iii), esso comprende composti di fase secondaria preferibilmente selezionati dal gruppo costituito da: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, e loro combinazioni; tali composti di fase secondaria sono preferibilmente sotto forma di particelle grossolane. According to another embodiment of the present invention, when the 3D printed product is subjected to step (iii) or steps (ii)+(iii), it comprises secondary phase compounds preferably selected from the group consisting of: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, and combinations thereof; such secondary phase compounds are preferably in the form of coarse particles.
Preferibilmente, dette particelle grossolane hanno un diametro medio, misurato al microscopio elettronico, compreso tra 0,1 e 5 ?m. Preferably, said coarse particles have an average diameter, measured under the electron microscope, of between 0.1 and 5 µm.
Secondo una forma di realizzazione preferita, il prodotto stampato in 3D della presente invenzione ha almeno una delle seguenti caratteristiche: a) densit? relativa del materiale superiore al 99,4%; According to a preferred embodiment, the 3D printed product of the present invention has at least one of the following characteristics: a) density? relative of the material greater than 99.4%;
b) assenza di cricche di solidificazione all'interno della microstruttura; c) resistenza allo snervamento o resistenza allo snervamento superiore compresa tra 300 e 500 MPa, misurata a temperatura ambiente; b) absence of solidification cracks inside the microstructure; c) yield strength or upper yield strength between 300 and 500 MPa, measured at room temperature;
d) carico di rottura compreso tra 400 e 600 MPa, misurato a temperatura ambiente; d) breaking load between 400 and 600 MPa, measured at room temperature;
e) durezza superiore a 95 HV; e) hardness higher than 95 HV;
f) allungamento a rottura superiore al 2%, misurato a temperatura ambiente; f) elongation at break greater than 2%, measured at room temperature;
g) carico di snervamento o carico di snervamento superiore a 250 MPa fino a 200?C e superiore a 90MPa fino a 300?C; g) yield strength or yield strength greater than 250MPa up to 200?C and greater than 90MPa up to 300?C;
h) carico di rottura superiore a 270 MPa fino a 200?C e superiore a 100MPa fino a 300?C. h) breaking load higher than 270 MPa up to 200?C and higher than 100MPa up to 300?C.
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D possiede una struttura a grana equiassiale fina priva di cricche. According to an embodiment of the present invention, the 3D printed product possesses a fine equiaxial grain structure free of cracks.
La presente invenzione si riferisce anche ad un uso del prodotto stampato in 3D per applicazioni ad alta temperatura (fino a 300?C), come applicazioni aerospaziali e automobilistiche/automobilistiche da corsa, preferibilmente per la realizzazione di teste di motori, scambiatori di calore, pompe. The present invention also relates to a use of the 3D printed product for high temperature applications (up to 300°C), such as aerospace and automotive/racing car applications, preferably for making engine heads, heat exchangers, pumps.
BREVE DESCRIZIONE DELLE FIGURE BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
La Figura 1 mostra: a) immagine al microscopio ottico a basso ingrandimento, b) immagine al microscopio ottico ad alto ingrandimento e c) micrografie al SEM della sezione parallela alla direzione di costruzione del campione as-built 1; d) immagine al microscopio ottico a basso ingrandimento ed e) micrografie al SEM della sezione parallela alla direzione di costruzione del campione as-built 1.1 come riportato nell'esempio 3. Figure 1 shows: a) low magnification optical microscope image, b) high magnification optical microscope image and c) SEM micrographs of the section parallel to the construction direction of the as-built specimen 1; d) low magnification optical microscope image and e) SEM micrographs of the section parallel to the construction direction of the as-built sample 1.1 as shown in example 3.
La Figura 2 mostra: a) diffrattogrammi XRD del campione as-built 1; segnale di fondo nella regione a basso angolo 2? del b) campione as-built e c) campione solubilizzato 1, come riportato nell'Esempio 4. Figure 2 shows: a) XRD diffractograms of as-built sample 1; background signal in low angle region 2? of the b) as-built sample and c) solubilized sample 1, as reported in Example 4.
La Figura 3 mostra: a) diffrattogrammi XRD del campione as-built 1.1; segnale di fondo nella regione a basso angolo 2? del b) campione as-built e c) campione solubilizzato 1.1, come riportato nell'Esempio 4. Figure 3 shows: a) XRD diffractograms of as-built sample 1.1; background signal in low angle region 2? of the b) as-built sample and c) solubilized sample 1.1, as reported in Example 4.
La Figura 4 mostra le immagini al SEM dei campioni a) as-built e b) solubilizzato 1 dopo essere stati attaccati con il reagente di Keller, come riportato nell'Esempio 5. Figure 4 shows the SEM images of samples a) as-built and b) solubilized 1 after being etched with Keller's reagent, as reported in Example 5.
La Figura 5 mostra le curve di trazione a temperatura ambiente dei campioni as-built, T5 e T6 a) Z- e b) XY-campione 1; c) XY- e d) Z-campione 1.1; come riportato nell'Esempio 6. Figure 5 shows the tensile curves at room temperature of the as-built samples, T5 and T6 a) Z- and b) XY-sample 1; c) XY- and d) Z-sample 1.1; as reported in Example 6.
La Figura 6 mostra: a) YS contro la temperatura, b) UTS contro la temperatura e c) l'allungamento a rottura contro la temperatura del campione prodotto con una lega Al-Cu-Mg-Ni-Fe-Si (Al2618 lavorata), dei campioni prodotti con la polvere prelegata Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si secondo la presente invenzione (campione 1 e 1.1), e del campione prodotto con una lega commerciale AlSi10Mg, in condizioni T6, come riportato nell'esempio 6. Figure 6 shows: a) YS versus temperature, b) UTS versus temperature, and c) elongation at break versus temperature of the sample made from an Al-Cu-Mg-Ni-Fe-Si (wrought Al2618) alloy, of the samples produced with the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si pre-alloyed powder according to the present invention (samples 1 and 1.1), and of the sample produced with a commercial AlSi10Mg alloy, under T6 conditions, as reported in example 6.
DESCRIZIONE DETTAGLIATA DELL?INVENZIONE DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Ai fini della presente invenzione, "Laser Powder Bed Fusion (L-PBF)", "Selective Laser Melting (SLM)", "Direct Metal Laser Sintering (DMLS)", "Laser Cusing" e "Additive Laser Manufacturing (ALM)" sono utilizzati come sinonimi intercambiabili. For purposes of this invention, "Laser Powder Bed Fusion (L-PBF)", "Selective Laser Melting (SLM)", "Direct Metal Laser Sintering (DMLS)", "Laser Cusing" and "Additive Laser Manufacturing (ALM)" are used as interchangeable synonyms.
La presente invenzione si riferisce ad una polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si adatta ad essere lavorata con tecniche di fabbricazione additiva, preferibilmente mediante fabbricazione additiva a base di laser, pi? preferibilmente con la Laser Powder Bed Fusion (L-PBF). The present invention refers to an Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder suitable for being processed with additive manufacturing techniques, preferably by laser-based additive manufacturing, more preferably with Laser Powder Bed Fusion (L-PBF).
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, detta polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si ? una polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si prelegata. Preferibilmente, detta polvere prelegata di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si ? ottenuta mediante gas atomizzazione. According to an embodiment of the present invention, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder? a pre-alloyed Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder. Preferably, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si ? obtained by gas atomization.
Detta Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si polvere comprende o consiste di: Said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder comprises or consists of:
- da 2 a 4 % in peso, preferibilmente da 3 a 4 % in peso, pi? preferibilmente da 2 a 3 % in peso di Ti; - from 2 to 4% by weight, preferably from 3 to 4% by weight, plus? preferably from 2 to 3% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1,5 % in peso, preferibilmente da 1 a 1,5 % in peso, pi? preferibilmente da 0,5 a 1 % in peso di B; - from 0.5 to 1.5% by weight, preferably from 1 to 1.5% by weight, plus? preferably from 0.5 to 1% by weight of B;
- da 2 a 3,5 % in peso, preferibilmente da 2 a 2,5 % in peso di Cu; - from 2 to 3.5% by weight, preferably from 2 to 2.5% by weight of Cu;
- da 1 a 2 % in peso di Mg; - from 1 to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo una forma di realizzazione preferita dell'invenzione, detta polvere di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si comprende o consiste di: According to a preferred embodiment of the invention, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder comprises or consists of:
- da 3 a 4 % in peso di Ti; - from 3 to 4% by weight of Ti;
- da 1 a 1,5 % in peso di B; - from 1 to 1.5% by weight of B;
- da 2 a 3,5 % in peso di Cu; - from 2 to 3.5% by weight of Cu;
- da 1. a 2 % in peso di Mg; - from 1. to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo un'altra forma di realizzazione preferita dell'invenzione, detta polvere di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si comprende o consiste di: According to another preferred embodiment of the invention, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder comprises or consists of:
- da 2 a 3 % in peso di Ti; - from 2 to 3% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1 % in peso di B; - from 0.5 to 1% by weight of B;
- da 2 a 2,5 % in peso di Cu; - from 2 to 2.5% by weight of Cu;
- da 1 a 2 % in peso di Mg; - from 1 to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
La presente invenzione si riferisce anche ad un prodotto stampato in 3D ottenuto/ottenibile da: The present invention also refers to a 3D printed product obtained/obtainable from:
i) lavorazione della polvere di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si come sopra descritta mediante una tecnica di fabbricazione additiva, preferibilmente mediante fabbricazione additiva a base di laser, pi? preferibilmente mediante la Laser Powder Bed Fusion (L-PBF). i) processing the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder as described above by an additive manufacturing technique, preferably by laser-based additive manufacturing, more preferably by Laser Powder Bed Fusion (L-PBF).
Il prodotto stampato in 3D secondo la presente invenzione comprende la lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si, che si forma dalla polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si dopo il passaggio (i) e comprende o consiste di: The 3D printed product according to the present invention comprises Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy, which is formed from Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder after the step (i) and includes or consists of:
- da 2 a 4 % in peso, preferibilmente da 3 a 4 % in peso, pi? preferibilmente da 2 a 3 % in peso di Ti; - from 2 to 4% by weight, preferably from 3 to 4% by weight, plus? preferably from 2 to 3% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1,5 % in peso, preferibilmente da 1 a 1,5 % in peso, pi? preferibilmente da 0,5 a 1 % in peso di B; - from 0.5 to 1.5% by weight, preferably from 1 to 1.5% by weight, plus? preferably from 0.5 to 1% by weight of B;
- da 2 a 3,5 % in peso, preferibilmente da 2 a 2,5 % in peso di Cu; - from 2 to 3.5% by weight, preferably from 2 to 2.5% by weight of Cu;
- da 1 a 2 % in peso di Mg; - from 1 to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo una forma di realizzazione preferita dell'invenzione, detta lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si comprende o consiste di: According to a preferred embodiment of the invention, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy comprises or consists of:
- da 3 a 4 % in peso di Ti; - from 3 to 4% by weight of Ti;
- da 1 a 1,5 % in peso di B; - from 1 to 1.5% by weight of B;
- da 2 a 3,5 pt. % di Cu; - from 2 to 3.5 pts. % Cu;
- da 1 a 2 % in peso di Mg; - from 1 to 2% by weight of Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo un'altra forma di realizzazione preferita dell'invenzione, detta lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si comprende o consiste: According to another preferred embodiment of the invention, said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy comprises or consists of:
- da 2 a 3 % in peso di Ti; - from 2 to 3% by weight of Ti;
- da 0,5 a 1 % in peso di B; - from 0.5 to 1% by weight of B;
- da 2 a 2,5 pz. % in peso di Cu; - from 2 to 2.5 pcs. Wt% Cu;
- da 1 a 2 pz. % in peso di Mg; - from 1 to 2 pcs. wt% Mg;
- da 0,5 a 1,2 % in peso di Fe; - from 0.5 to 1.2% by weight of Fe;
- da 0,8 a 1,5 % in peso di Ni; - from 0.8 to 1.5% by weight of Ni;
- da 0,1 a 0,5 % in peso di Si; - from 0.1 to 0.5% by weight of Si;
- restante di Al. - remainder of Al.
Secondo una forma di realizzazione particolarmente preferita dell'invenzione, il prodotto stampato in 3D ? costituito essenzialmente dalla suddetta lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si. According to a particularly preferred embodiment of the invention, the 3D printed product is consisting essentially of the aforementioned Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy.
Secondo una forma di realizzazione ancora pi? preferita dell'invenzione, il prodotto stampato in 3D ? costituito da detta lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si. Preferibilmente, il passaggio (i) viene eseguito in un apparato con una camera e comprende i seguenti passaggi: According to an embodiment even more? favorite of the invention, the 3D printed product ? consisting of said Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy. Preferably, step (i) is performed in a one-chamber apparatus and comprises the following steps:
(ia) stendere uno strato della polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si su una piastra di base, preferibilmente mantenendo un ambiente a basso contenuto di ossigeno; (ia) spreading a layer of the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder on a base plate, preferably maintaining a low oxygen environment;
(ib) fondere la polvere localmente esponendo la polvere ad un fascio di energia, preferibilmente un fascio laser o un fascio elettronico, per un periodo di tempo sufficiente a formare almeno una pozza di fusione; (ib) locally melting the powder by exposing the powder to an energy beam, preferably a laser beam or an electron beam, for a period of time sufficient to form at least one melt pool;
(ic) lasciare solidificare la polvere fusa in almeno una pozza di fusione nella lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si; (ic) allowing the molten powder to solidify in at least one melt pool in the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy;
(id) applicare ulteriori strati aggiuntivi della polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si sopra lo strato precedente ripetendo i passaggi (ia)-(ic), dove il passaggio (ib) comprende il posizionamento dello strato aggiuntivo sopra lo strato precedente una volta che ? solidificato dopo il passaggio (ic). (id) applying further additional layers of the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder on top of the previous layer by repeating steps (ia)-(ic), where step (ib) includes layer placement additional over the previous layer once that ? solidified after step (ic).
Preferibilmente, il prodotto stampato in 3D che viene costruito nei passaggi (ia)-(id) viene mantenuto riscaldato ad una temperatura compresa tra la temperatura ambiente e i 400?C, preferibilmente tra i 40 e i 200?C, durante i suddetti passaggi (ia)-(id). Preferably, the 3D printed product which is built in steps (ia)-(id) is kept heated at a temperature between room temperature and 400°C, preferably between 40 and 200°C, during the aforementioned steps (ia )-(id).
Preferibilmente, l'atmosfera nella camera pu? comprendere gas inerti, preferibilmente scelti nel gruppo costituito da argon, azoto (N2) o una loro combinazione. Preferably, the atmosphere in the room can comprise inert gases, preferably selected from the group consisting of argon, nitrogen (N2) or a combination thereof.
Preferibilmente il fascio di energia viene fatto passare attraverso la polvere seguendo un percorso. Preferably the energy beam is passed through the powder following a path.
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), pu? essere sottoposto opzionalmente ad un ulteriore trattamento: According to an embodiment of the present invention, the 3D printed product, obtained after step (i), can optionally undergo further processing:
(ii) detensionamento ad una temperatura compresa tra 100 e 400 ?C; (ii) stress relief at a temperature between 100 and 400°C;
e/o and/or
iii) un trattamento termico comprendente la ricottura per solubilizzazione a una temperatura preferibilmente compresa tra 400 e 600 ?C seguita da un raffreddamento con tempra in acqua; e/o iii) a heat treatment comprising solution annealing at a temperature preferably between 400 and 600°C followed by quenching in water; and/or
iv) invecchiamento a una temperatura preferibilmente compresa tra 120 e 220 ?C, pi? preferibilmente tra 150 e 200 ?C, per un tempo che va da 1 ora a 24 ore, pi? preferibilmente da 3 a 24 ore. iv) aging at a temperature preferably between 120 and 220 ?C, plus? preferably between 150 and 200 ?C, for a time ranging from 1 hour to 24 hours, plus? preferably 3 to 24 hours.
Tale ricottura per solubilizzazione ? preferibilmente effettuata ad una temperatura compresa tra 500 e 600 ?C e preferibilmente per un tempo compreso tra 0,5 e 2 ore. Such solution annealing ? preferably carried out at a temperature ranging from 500 to 600°C and preferably for a time ranging from 0.5 to 2 hours.
Senza volersi legare ad una specifica teoria, la Richiedente ha tuttavia trovato che il prodotto stampato in 3D secondo la presente invenzione, quando non sottoposto ai passaggi (ii) e/o (iii) e/o (iv), pu? comprendere composti di fase secondaria preferibilmente selezionati nel gruppo costituito da: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, ?-Al2Cu e ?-Mg2Si e una loro combinazione. Without wanting to be bound to a specific theory, the Applicant has however found that the 3D printed product according to the present invention, when not subjected to steps (ii) and/or (iii) and/or (iv), can comprise secondary phase compounds preferably selected from the group consisting of: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, ?-Al2Cu and ?-Mg2Si and a combination thereof.
Detti composti di fase secondaria sono posizionati ai confini delle celle e/o all'interno dei nuclei delle celle della struttura di solidificazione del prodotto stampato in 3D. Said secondary phase compounds are positioned at the cell boundaries and/or within the cell cores of the solidification structure of the 3D printed product.
Invece, quando il prodotto stampato in 3D ? sottoposto al passaggio (iii) o ai passaggi (ii)+(iii), la Richiedente ha rilevato che tali passaggi modificano la microstruttura del prodotto stampato in 3D in quanto comprende preferibilmente composti di fase secondaria selezionati nel gruppo costituito da: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, e loro combinazioni (cio?, non comprende pi? le fasi ?-Al2Cu e ?-Mg2Si o comprende tali fasi in quantit? ridotta in quanto la loro dissoluzione ? favorita dalla ricottura per solubilizzazione); tali composti di fase secondaria sono preferibilmente in forma di particelle grossolane preferibilmente aventi un diametro medio, misurato al microscopio elettronico, comprese tra 0,1 e 5 ?m, pi? preferibilmente tra 0,2 e 2 ?m, ancora pi? preferibilmente tra 0,5 e 1,2 ?m. Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D ha almeno una delle seguenti caratteristiche: Instead, when the 3D printed product? subjected to step (iii) or steps (ii)+(iii), the Applicant has found that these steps modify the microstructure of the 3D printed product as it preferably comprises secondary phase compounds selected from the group consisting of: TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti, Al9FeNi, and their combinations (that is, it no longer includes the ?-Al2Cu and ?-Mg2Si phases or includes these phases in reduced quantities as their dissolution is favored by solution annealing); such secondary phase compounds are preferably in the form of coarse particles preferably having an average diameter, measured under the electron microscope, between 0.1 and 5 µm, more? preferably between 0.2 and 2 ?m, even more? preferably between 0.5 and 1.2 µm. According to an embodiment of the present invention, the 3D printed product has at least one of the following characteristics:
a) densit? relativa del materiale superiore al 99,4%, preferibilmente compresa tra il 99,80 e il 100%, pi? preferibilmente tra il 99,85 e il 100%; b) assenza di cricche di solidificazione all'interno della microstruttura; c) carico di snervamento o carico di snervamento superiore compreso tra 300 e 500 MPa, di preferenza tra 370 e 500 MPa, pi? preferibilmente tra 460 e 500 MPa, misurato a temperatura ambiente; a) density? relative of the material greater than 99.4%, preferably between 99.80 and 100%, more? preferably between 99.85 and 100%; b) absence of solidification cracks inside the microstructure; c) yield strength or higher yield strength between 300 and 500 MPa, preferably between 370 and 500 MPa, plus? preferably between 460 and 500 MPa, measured at room temperature;
d) carico di rottura compreso tra 400 e 600 MPa, preferibilmente tra 440 e 490 MPa, pi? preferibilmente tra 450 e 490 MPa, misurato a temperatura ambiente; d) breaking load between 400 and 600 MPa, preferably between 440 and 490 MPa, more? preferably between 450 and 490 MPa, measured at room temperature;
e) durezza superiore a 95 HV, preferibilmente compresa tra 100 e 150 HV; f) allungamento a rottura superiore al 2%, preferibilmente compreso tra il 2 e il 25%, pi? preferibilmente tra il 7 e il 20%, misurato a temperatura ambiente; e) hardness higher than 95 HV, preferably between 100 and 150 HV; f) elongation at break greater than 2%, preferably between 2 and 25%, plus? preferably between 7 and 20%, measured at room temperature;
g) carico di snervamento o carico di snervamento superiore a 250 MPa fino a 200?C e superiore a 90MPa fino a 300?C; g) yield strength or yield strength greater than 250MPa up to 200?C and greater than 90MPa up to 300?C;
h) carico di rottura superiore a 270 MPa fino a 200?C e superiore a 100MPa fino a 300?C. h) breaking load higher than 270 MPa up to 200?C and higher than 100MPa up to 300?C.
Preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno la caratteristica c), ovvero il carico di snervamento o il carico di snervamento superiore compreso tra 300 e 500 MPa, preferibilmente tra 370 e 500 MPa, pi? preferibilmente tra 460 e 500 MPa, misurato a temperatura ambiente. Preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno due delle caratteristiche di cui sopra, preferibilmente almeno c) e d). Preferably, the 3D printed product has at least characteristic c), i.e. the yield strength or upper yield strength between 300 and 500 MPa, preferably between 370 and 500 MPa, plus? preferably between 460 and 500 MPa, measured at room temperature. Preferably, the 3D printed product has at least two of the above characteristics, preferably at least c) and d).
Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno tre delle caratteristiche di cui sopra, preferibilmente almeno c), d) e f). Pi? preferably, the 3D printed product has at least three of the above characteristics, preferably at least c), d) and f).
Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno quattro delle caratteristiche sopra indicate, preferibilmente almeno c), d), f) e g). Pi? preferably, the 3D printed product has at least four of the above characteristics, preferably at least c), d), f) and g).
Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno cinque delle suddette caratteristiche, di preferenza almeno c), d), f), g) e h). Pi? preferably, the 3D printed product has at least five of the above characteristics, preferably at least c), d), f), g) and h).
Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno sei delle suddette caratteristiche, preferibilmente almeno c), d), f), f), g), h) ed e). Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha almeno sette delle suddette caratteristiche, preferibilmente almeno c), d), f), f), g), g), h), h), e) e b). Pi? preferably, the 3D printed product has at least six of the above characteristics, preferably at least c), d), f), f), g), h) and e). Pi? preferably, the 3D printed product has at least seven of the above characteristics, preferably at least c), d), f), f), g), g), h), h), e) and b).
Pi? preferibilmente, il prodotto stampato in 3D ha tutte le caratteristiche di cui sopra. Pi? preferably, the 3D printed product has all of the above characteristics.
Per quanto riguarda la caratteristica c), il carico di snervamento o il carico di snervamento superiore ?: Regarding the characteristic c), the yield strength or the upper yield strength?:
- preferibilmente compreso tra 440 e 470 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), non ? ulteriormente sottoposto ai passaggi (iii) e/o (iv), e opzionalmente al passaggio (ii); - preferably between 440 and 470 MPa, when the 3D printed product, obtained after step (i), is not ? further subjected to steps (iii) and/or (iv), and optionally to step (ii);
- preferibilmente compreso tra 470 e 500 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), ? ulteriormente sottoposto al passaggio (iv) e, opzionalmente, al passaggio (ii), ma non al passaggio (iii); - preferably between 470 and 500 MPa, when the 3D printed product, obtained after step (i), is further subjected to step (iv) and, optionally, to step (ii), but not to step (iii);
- preferibilmente compreso tra 370 e 400 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio i), ? ulteriormente sottoposto ai passaggi iii) e iv) e, opzionalmente, al passaggio ii). - preferably between 370 and 400 MPa, when the 3D printed product, obtained after step i), is further subjected to steps iii) and iv) and, optionally, to step ii).
Per quanto riguarda la caratteristica d), il carico di rottura ?: As regards the characteristic d), the breaking load ?:
- preferibilmente compreso tra 440 e 450 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), non ? ulteriormente sottoposto ai passaggi (iii) e/o (iv) e, opzionalmente, al passaggio (ii); - preferably between 440 and 450 MPa, when the 3D printed product, obtained after step (i), is not ? further subjected to steps (iii) and/or (iv) and, optionally, to step (ii);
- compreso preferibilmente tra 450 e 460 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), ? ulteriormente sottoposto al passaggio (iv) e, opzionalmente, al passaggio (ii), ma non al passaggio (iii); - preferably between 450 and 460 MPa, when the 3D printed product, obtained after step (i), ? further subjected to step (iv) and, optionally, to step (ii), but not to step (iii);
- compreso preferibilmente tra 450 e 490 MPa, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio i), ? ulteriormente sottoposto ai passaggi iii) e iv) e, opzionalmente, al passaggio ii). - preferably between 450 and 490 MPa, when the 3D printed product, obtained after step i), is further subjected to steps iii) and iv) and, optionally, to step ii).
Per quanto riguarda la caratteristica f), l'allungamento a rottura ?: As regards the characteristic f), the elongation at break ?:
- preferibilmente compreso tra il 6 e l'8%, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), non ? ulteriormente sottoposto ai passaggi (iii) e/o (iv) e, opzionalmente, al passaggio (ii); - preferably between 6 and 8%, when the 3D printed product, obtained after step (i), is not ? further subjected to steps (iii) and/or (iv) and, optionally, to step (ii);
- preferibilmente compreso tra il 2 e il 6%, quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), ? ulteriormente sottoposto al passaggio (iv) e opzionalmente al passaggio (ii) ma non al passaggio (iii); - preferably between 2 and 6%, when the 3D printed product, obtained after step (i), is further subjected to step (iv) and optionally to step (ii) but not to step (iii);
- preferibilmente compreso tra l'8 e il 12% o tra il 12 e il 25% (misurato a una temperatura compresa tra 150 ?C e 300 ?C), quando il prodotto stampato in 3D, ottenuto dopo il passaggio (i), ? ulteriormente sottoposto ai passaggi (iii) e (iv) e, opzionalmente, al passaggio (ii). - preferably between 8 and 12% or between 12 and 25% (measured at a temperature between 150 ?C and 300 ?C), when the 3D printed product, obtained after step (i), ? further subjected to steps (iii) and (iv) and, optionally, to step (ii).
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D possiede una struttura a grana equiassiale fine priva di cricche. According to an embodiment of the present invention, the 3D printed product possesses a fine equiaxial grain structure free of cracks.
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D ? un prodotto poroso con una densit? preferibilmente compresa tra il 20 e il 99%, preferibilmente tra il 30% e l'80%, pi? preferibilmente tra il 40 e il 70%. According to an embodiment of the present invention, the 3D printed product is a porous product with a density? preferably between 20 and 99%, preferably between 30% and 80%, more? preferably between 40 and 70%.
Secondo una forma di realizzazione della presente invenzione, il prodotto stampato in 3D ha una densit? funzionale compresa tra il 20 e il 99%, preferibilmente tra il 30% e l'80%, pi? preferibilmente tra il 40 e il 70%. Preferibilmente detto prodotto stampato in 3D ? scelto nel gruppo costituito da: un filtro, un catalizzatore, una struttura reticolare o una loro combinazione. According to one embodiment of the present invention, the 3D printed product has a density of functional between 20 and 99%, preferably between 30% and 80%, more? preferably between 40 and 70%. Preferably said 3D printed product ? selected from the group consisting of: a filter, a catalyst, a lattice structure or a combination thereof.
Senza volersi legare ad una specifica teoria, la Richiedente ha trovato che la presenza di una quantit? relativamente elevata di Fe e Ni (rispettivamente da 0,5 a 1,2 % in peso e da 0,8 a 1,5 % in peso) nella polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si utilizzata per produrre il prodotto stampato in 3D secondo la presente invenzione, permette vantaggiosamente la formazione di diversi composti intermetallici (es. composti di fase secondaria come le fasi a base di Fe-, Ni-, Cu sopra menzionate, in particolare Al7Cu4Ni e Al9FeNi) che, insieme agli altri composti (es. fasi TiB2 Al3Ti) contribuiscono a stabilizzare la microstruttura e a migliorare le propriet? meccaniche ad alte temperature. Without wanting to be bound to a specific theory, the Applicant has found that the presence of a quantity relatively high levels of Fe and Ni (0.5 to 1.2% by weight and 0.8 to 1.5% by weight respectively) in the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder used to produce the 3D printed product according to the present invention, it advantageously allows the formation of various intermetallic compounds (e.g. secondary phase compounds such as the above-mentioned Fe-, Ni-, Cu-based phases, in particular Al7Cu4Ni and Al9FeNi) which , together with the other compounds (e.g. TiB2 Al3Ti phases) help to stabilize the microstructure and improve the properties? mechanics at high temperatures.
Inoltre, va notato che la nucleazione eterogenea dei grani di ?-Al ? anche potenziata nella polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si dell'invenzione perch? la presenza dei composti a base di Ti- B contribuisce a generare una microstruttura particolarmente raffinata e a sopprimere efficacemente il fenomeno della criccatura a caldo garantendo cos? la processabilit? nella fabbricazione additiva. Inoltre, come dimostrato anche negli Esempi, ad alta temperatura, il prodotto stampato in 3D comprendente la lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si della presente invenzione, presenta propriet? meccaniche superiori rispetto ai prodotti ottenibili (con tecniche tradizionali come lo stampaggio o la forgiatura) da leghe simili che, tuttavia, non comprendono Ti e B e/o comprendono quantit? inferiori di Ni e/o Fe. Furthermore, it should be noted that the heterogeneous nucleation of the ?-Al ? also enhanced in the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder of the invention why? the presence of compounds based on Ti-B helps to generate a particularly refined microstructure and to effectively suppress the phenomenon of hot cracking thus guaranteeing processability? in additive manufacturing. Furthermore, as also demonstrated in the Examples, at high temperature, the 3D printed product comprising the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy of the present invention exhibits properties mechanical properties compared to the products obtainable (with traditional techniques such as molding or forging) from similar alloys which, however, do not include Ti and B and/or include quantities? lower than Ni and/or Fe.
Senza volersi legare ad una specifica teoria, la Richiedente ha trovato che la presenza della suddetta quantit? relativamente elevata di Fe in combinazione con la suddetta quantit? relativamente elevata di Ni, permette sorprendentemente di esaltare le propriet? meccaniche del prodotto stampato in 3D ottenuto dalla polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si dell'invenzione, soprattutto ad alte temperature (preferibilmente fino a 300 ?C). Without wanting to be bound to a specific theory, the Applicant has found that the presence of the aforementioned quantity relatively high of Fe in combination with the aforementioned amount? relatively high of Ni, allows surprisingly to enhance the properties? mechanical properties of the 3D printed product obtained from the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder of the invention, especially at high temperatures (preferably up to 300°C).
La presente invenzione si riferisce anche all'uso del prodotto stampato in 3D in applicazioni ad alta temperatura (fino a 300?C), quali ad esempio applicazioni aerospaziali e automobilistiche/automobilistiche da corsa, preferibilmente per la produzione di teste motore, scambiatori di calore, pompe. The present invention also relates to the use of the 3D printed product in high temperature applications (up to 300°C), such as for example aerospace and automotive/racing car applications, preferably for the production of engine heads, heat exchangers , pumps.
Esempi Examples
Esempio 1 Example 1
Una polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si secondo la presente invenzione ? stata prodotta mediante atomizzazione a gas. An Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder according to the present invention? was produced by gas atomisation.
La composizione chimica della polvere ? riportata nella Tabella 1. The chemical composition of the powder? shown in Table 1.
Tabella 1 Table 1
Esempio 1.1 Example 1.1
Un'altra polvere di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si secondo la presente invenzione ? stata prodotta mediante atomizzazione a gas. Another Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder according to the present invention? was produced by gas atomisation.
La composizione chimica della polvere ? riportata nella tabella 1.1. Rispetto alla polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si dell'esempio 1, questa polvere comprende un contenuto inferiore di Ti e B. The chemical composition of the powder? shown in table 1.1. Compared to the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder of Example 1, this powder comprises a lower content of Ti and B.
Tabella 1.1 Table 1.1
Esempio 1.2 (comparativo) Example 1.2 (comparative)
Per effettuare prove comparative ? stata utilizzata una polvere della lega commerciale di alluminio AlSi10Mg. To carry out comparative tests ? a powder of the commercial aluminum alloy AlSi10Mg was used.
La composizione chimica della polvere della lega AlSi10Mg ? riportata nella tabella 1.2. The chemical composition of the AlSi10Mg alloy powder? shown in table 1.2.
Tabella 1.2 Table 1.2
Esempio 2 Example 2
Un impianto LPBF ? stato utilizzato per produrre campioni cubici (10 mm x 10 mm x 10 mm) utilizzando le polveri degli Esempi 1 (di seguito "campione 1"), 1.1 (di seguito "campione 1.1") e 1.2 (di seguito "lega AlSi10Mg"). L'ottimizzazione dei parametri LPBF ? stata effettuata studiando la densit? relativa di 18 campioni, in conformit? con l'analisi statistica effettuata con un piano fattoriale completo (DOE). La densit? relativa dei campioni ? stata valutata utilizzando l'analisi delle immagini. La densit? pi? alta ottenuta per ogni campione ? riportata nella Tabella 2. Tabella 2 An LPBF system? was used to produce cubic samples (10 mm x 10 mm x 10 mm) using the powders of Examples 1 (hereinafter "sample 1"), 1.1 (hereinafter "sample 1.1") and 1.2 (hereinafter "AlSi10Mg alloy") . The optimization of the LPBF parameters ? was carried out by studying the density? relative of 18 samples, in conformity? with the statistical analysis performed with a full factorial plan (DOE). The density? relative of the samples ? was evaluated using image analysis. The density? more high obtained for each sample ? shown in Table 2. Table 2
Campione Densit? pi? alta ottenuta Campione 1 99,89% ? 0,13% Sample Density? more high achieved Sample 1 99.89% ? 0.13%
Campione 1.1 99,82% ? 0,13% Sample 1.1 99.82% ? 0.13%
Lega AlSi10Mg 99,85 % ? 0,,5 % Alloy AlSi10Mg 99.85% ? 0.5%
Inoltre, campioni cilindrici orizzontali e verticali con diametro di 11 mm e lunghezza di 80 mm sono stati prodotti via LPBF utilizzando la migliore combinazione di parametri e lavorati meccanicamente per produrre campioni ad osso di cane. La geometria dei provini (lunghezza del calibro di 30 mm e diametro della sezione trasversale di 6 mm) ? conforme ai metodi di prova standard ASTM E8 per le prove di trazione dei materiali metallici (ASTM Committee on Mechanical Testing, ASTM Int., vol. ASTM Stds., no. Designation: E8/E8M-13a, pp. 1-28, 2013). Le prove di trazione sono state eseguite utilizzando una macchina di prova universale Zwick Roell Z100 equipaggiata con estensimetro. Le prove di trazione sono state eseguite a temperatura ambiente e a 150, 200, 250 e 300 ?C. Furthermore, horizontal and vertical cylindrical specimens with diameter of 11 mm and length of 80 mm were produced via LPBF using the best combination of parameters and machined to produce dog bone specimens. The geometry of the specimens (gauge length of 30 mm and cross section diameter of 6 mm) ? conforms to ASTM E8 Standard Test Methods for Tensile Testing of Metallic Materials (ASTM Committee on Mechanical Testing, ASTM Int., vol. ASTM Stds., no. Designation: E8/E8M-13a, pp. 1-28, 2013 ). Tensile tests were performed using a Zwick Roell Z100 universal testing machine equipped with a strain gauge. Tensile tests were performed at room temperature and at 150, 200, 250 and 300 ?C.
L'analisi della microstruttura ? stata effettuata con il microscopio elettronico a scansione (FE-SEM) mod. Zeiss Sigma 500 dotato di analisi a raggi X a dispersione di energia (EDX) mod. Oxford Instruments Ultim Max e con microscopio ottico (LOM). L'attacco chimico ? stato eseguito utilizzando il reagente di Keller. Un trattamento termico comprendente la ricottura per solubilizzazione seguita da una tempra in acqua (di seguito denominato "trattamento di solubilizzazione - tempra in acqua" - ST-WQ) ? stato effettuato a 530 ?C; il trattamento ? stato effettuato per 1 ora. Le prove di durezza sono state eseguite con un carico di 300 g e un tempo di permanenza di 15 secondi. The analysis of the microstructure ? was carried out with the scanning electron microscope (FE-SEM) mod. Zeiss Sigma 500 equipped with energy dispersive X-ray analysis (EDX) mod. Oxford Instruments Ultim Max and Optical Microscope (LOM). The chemical attack? performed using Keller's reagent. A heat treatment including solution annealing followed by water quenching (hereinafter referred to as "solution annealing - water quenching" - ST-WQ) ? was made at 530 ?C; the treatment ? been done for 1 hour. Hardness tests were performed with a load of 300 g and a residence time of 15 seconds.
L'indagine XRD ? stata effettuata con un diffrattometro ?-?. I dati sono stati raccolti con una velocit? di scansione di 1 ?/min e un passo di 0,02?. The XRD investigation ? been carried out with a diffractometer ?-?. Was the data collected with a speed? scan rate of 1?/min and a step of 0.02?.
Esempio 3 Example 3
I campioni prismatici sono stati prodotti via LPBF utilizzando la polvere della presente invenzione avente composizione chimica come riportato nella Tabella 1, Esempio 1 e nella Tabella 1.1, Esempio 1.1. The prismatic samples were produced via LPBF using the powder of the present invention having the chemical composition as reported in Table 1, Example 1 and in Table 1.1, Example 1.1.
I campioni cos? prodotti, cio? il campione 1 e il campione 1.1, comprendono la lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si secondo la presente invenzione avente la stessa composizione chimica (misurata per mezzo della spettrometria ad emissione di plasma accoppiato induttivamente (ICP-OES)) della polvere Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si dell'Esempio 1 e dell'Esempio 1.1, rispettivamente. Le figure 1a e 1d mostrano una micrografia ottica a basso ingrandimento della sezione parallela alla direzione di costruzione del campione 1 e del campione 1.1 "as-built", rispettivamente dopo l'attacco chimico con il reagente di Keller. Si nota la trama a lisca di pesce generata dalle pozze di fusione solidificate allineate. Una microscopia ottica (LOM) del campione as-built a maggiore ingrandimento (riportato in questo caso solo per il campione 1) ? mostrato in Figura 1b e rivela una microstruttura fine, caratterizzata da micrograni equiassati. La micrografia al microscopio elettronico a scansione (SEM), rappresentata nelle Figure 1c e 1e, mostra la struttura di solidificazione del campione as-built 1 e 1.1 rispettivamente con grani ?-Al fini, particelle grossolane di fase secondaria (dimensioni nell'ordine di pochi micron) e particelle pi? fini. Le particelle pi? fini si trovano sia ai confini che nelle regioni centrali dei grani di solidificazione. What are the samples? products, ie? sample 1 and sample 1.1, comprise the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy according to the present invention having the same chemical composition (measured by inductively coupled plasma emission spectrometry (ICP- OES)) of the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si powder of Example 1 and Example 1.1, respectively. Figures 1a and 1d show a low-magnification optical micrograph of the section parallel to the construction direction of sample 1 and "as-built" sample 1.1, respectively after etching with Keller's reagent. Note the herringbone texture generated by the aligned solidified melt pools. An optical microscopy (LOM) of the as-built sample at higher magnification (reported in this case only for sample 1) ? shown in Figure 1b and reveals a fine microstructure, characterized by equiaxed micrograins. The scanning electron micrograph (SEM) depicted in Figures 1c and 1e shows the solidification structure of as-built sample 1 and 1.1 respectively with ?-Al fine grains, coarse secondary phase particles (sizes on the order of a few microns) and particles more? ends. The particles more fines are found both at the boundaries and in the central regions of the solidification grains.
Nella Tabella 3 e nella Tabella 3.1 sono mostrati i risultati dell'analisi chimica della spettroscopia a raggi X a dispersione di energia (EDS), che ? stata eseguita su punti etichettati come A e B nella micrografia della Figura 1c e 1e rispettivamente. Questi risultati rivelano che le particelle grossolane hanno un contenuto pi? elevato di Ti e B rispetto alle celle di Al. In Table 3 and Table 3.1, the chemical analysis results of energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) are shown, which ? was performed on points labeled as A and B in the micrograph of Figure 1c and 1e respectively. These results reveal that coarse particles have a lower content. higher than Ti and B compared to Al cells.
Tabella 3 Table 3
Tabella 3.1 Table 3.1
L'analisi al SEM ha mostrato che i campioni as-built (sia nel caso del campione 1 che del campione 1.1) sono caratterizzati da grani fini, tipici dei materiali rapidamente solidificati, che sono circondati da zone con pronunciata segregazione dei soluti (Figura 1c e 1e, rispettivamente). The SEM analysis showed that the as-built samples (both in the case of sample 1 and of sample 1.1) are characterized by fine grains, typical of rapidly solidified materials, which are surrounded by zones with pronounced solute segregation (Figure 1c and 1e, respectively).
Esempio 4 Example 4
I diffrattogrammi XRD dei campioni as-built e solubilizzato (ST-WQ) della presente invenzione sono riportati nella Figura 2 (per il campione 1) e nella Figura 3 (per il campione 1.1). Nelle Figure 2a e 3a, i diffrattogrammi completi dei campioni as-built 1 e 1.1 sono mostrati rispettivamente insieme agli indici Miller delle principali riflessioni di Al. The XRD diffractograms of the as-built and solubilized samples (ST-WQ) of the present invention are shown in Figure 2 (for sample 1) and in Figure 3 (for sample 1.1). In Figures 2a and 3a, the complete diffractograms of as-built samples 1 and 1.1 are shown respectively together with the Miller indices of the principal reflections of Al.
Un ingrandimento del segnale di fondo nella regione a basso angolo 2? del campione as-built e del campione 1 trattato in soluzione ? mostrato nella Figura 2b e 2c, rispettivamente. An enlargement of the background signal in the low angle region 2? of the as-built sample and of the solution treated sample 1 ? shown in Figure 2b and 2c, respectively.
Un ingrandimento del segnale di fondo nella regione a basso angolo 2? dell'as-built e della soluzione trattata campione 1.1 ? mostrato nella Figura 3b e 3c, rispettivamente. An enlargement of the background signal in the low angle region 2? of the as-built and process solution sample 1.1 ? shown in Figure 3b and 3c, respectively.
I risultati mostrano l'alta intensit? dei picchi di Al rispetto a quelli delle seconde fasi. Un numero elevato di picchi si nota a bassi angoli, sia per il campione as-built che per quello solubilizzato. I picchi caratteristici dei composti TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti e Al9FeNi sono stati rilevati in entrambe le condizioni (i diffrattogrammi XRD confermano quindi l'esistenza delle fasi TiB2 e Al3Ti anche nei campioni as-built). Le riflessioni delle fasi ?-Al2Cu e ?-Mg2Si sono state identificate solo nel diffrattogramma dei campioni asbuilt. Come previsto, il trattamento di ricottura per solubilizzazione eseguito a 530 ?C seguito da un trattamento di tempra in acqua ? stato in grado di sciogliere dette fasi ? e ?. The results show the high intensity of Al peaks compared to those of the second phases. A large number of peaks are seen at low angles, both for the as-built and the solubilized sample. The characteristic peaks of the compounds TiB2, Al7Cu4Ni, Al3Ti and Al9FeNi were detected in both conditions (the XRD diffractograms therefore confirm the existence of the TiB2 and Al3Ti phases also in the as-built samples). The reflections of the ?-Al2Cu and ?-Mg2Si phases were identified only in the diffractogram of the asbuilt samples. As expected, the solution annealing treatment performed at 530?C followed by a water quenching treatment? been able to dissolve these phases ? And ?.
Esempio 5 Example 5
L'analisi al SEM ? stata effettuata su campioni invecchiati a 180 ?C per 3 ore per ottenere la massima durezza, sia a partire dalle condizioni as-built che da quelle trattate (ricottura per solubilizzazione effettuata a 530 ?C per 1 ora seguita da tempra in acqua), ovvero le condizioni T5 e T6, rispettivamente. SEM analysis? was carried out on samples aged at 180 ?C for 3 hours to obtain maximum hardness, both starting from the as-built and treated conditions (solution annealing carried out at 530 ?C for 1 hour followed by quenching in water), i.e. conditions T5 and T6, respectively.
Le analisi sono mostrate solo per il campione 1 nelle figure 4a e 4b. Nel campione trattato con T5 (as-built invecchiamento, Figura 4a), la struttura di solidificazione con le fasi secondarie ai bordi di grano e all'interno dei nuclei ? ancora visibile. Al contrario, la ricottura per solubilizzazione ha portato ad un cambiamento radicale della microstruttura. Infatti, le pozze di solidificazione non sono pi? visibili nel campione trattato con T6 (trattamento con soluzione invecchiamento, Figura 4b) e le particelle secondarie sono grossolane. Analyzes are shown for sample 1 only in Figures 4a and 4b. In the sample treated with T5 (as-built aging, Figure 4a), the solidification structure with the secondary phases at the grain boundaries and within the cores ? still visible. Conversely, solution annealing led to a radical change of the microstructure. In fact, the pools of solidification are no longer? visible in the T6-treated sample (aging solution treatment, Figure 4b) and the secondary particles are coarse.
L'invecchiamento diretto eseguito dalla condizione as-built non modifica la morfologia delle fasi secondarie formate durante la solidificazione (vedi Figura 4a). Al contrario, come gi? detto, il trattamento di ricottura per solubilizzazione porta ad un drastico cambiamento della microstruttura, come mostrato nella Figura 4b. La rete intercellulare ricca di soluti fatta da sottili fasi secondarie ? infatti sostituita da particelle pi? grossolane, che sono identificate come TiB2, Al3Ti, Al7Cu4Ni e Al9FeNi dall'analisi XRD (come riportato in Figura 3c). Direct aging performed from the as-built condition does not change the morphology of the secondary phases formed during solidification (see Figure 4a). On the contrary, how already? said, the solution annealing treatment leads to a drastic change of the microstructure, as shown in Figure 4b. The solute-rich intercellular network made up of thin secondary phases ? in fact replaced by particles pi? coarse, which are identified as TiB2, Al3Ti, Al7Cu4Ni and Al9FeNi by XRD analysis (as reported in Figure 3c).
Esempio 6 Example 6
Le prove di trazione sono state effettuate a temperatura ambiente su campioni a osso di cane con asse longitudinale parallelo e ortogonale alla direzione di fabbricazione, che sono stati denominati rispettivamente campioni Z- e XY. The tensile tests were carried out at room temperature on dog-bone samples with a longitudinal axis parallel and orthogonal to the manufacturing direction, which were referred to as Z- and XY samples, respectively.
Per ottenere la durezza massima, l'invecchiamento ? stato eseguito a 180 ?C per 3 ore per il campione 1 e a 160 ?C per 3 ore per il campione 1.1. Le curve di trazione rappresentative sono riportate nelle figure 5a (Z) e 5b (XY) per il campione 1, nelle figure 5c (XY) e 5d (Z) per il campione 1.1 e il carico di snervamento superiore (UYS), il carico di rottura (UTS) e l'allungamento a rottura (?%R) a temperature ambiente sono riportati nella tabella 4 per il campione 1 e nella tabella 4.1 per il campione 1.1. To obtain the maximum hardness, the aging ? was performed at 180 ?C for 3 hours for sample 1 and at 160 ?C for 3 hours for sample 1.1. Representative tensile curves are given in Figures 5a (Z) and 5b (XY) for sample 1, Figures 5c (XY) and 5d (Z) for sample 1.1 and the upper yield strength (UYS), load tensile strength (UTS) and the elongation at break (?%R) at ambient temperatures are reported in table 4 for sample 1 and in table 4.1 for sample 1.1.
Tabella 4 Table 4
Tabella 4.1 Table 4.1
Come mostrato in Figura 5, le curve del campione 1 sono caratterizzate da un carico di snervamento inferiore e superiore, particolarmente pronunciato nei campioni as-built e T5. Un significativo incrudimento ? evidente solo nella curva di trazione dei campioni T6. La lega nella condizione T5 ha rivelato il pi? alto UYS, pari a 495,6 MPa e 478,5 MPa per i campioni XY e Z, rispettivamente. As shown in Figure 5, the curves of sample 1 are characterized by lower and upper yield strength, which is particularly pronounced in the as-built and T5 samples. A significant hardening? evident only in the tensile curve of the T6 samples. The league in the T5 state has revealed the most? high UYS, equal to 495.6 MPa and 478.5 MPa for samples XY and Z, respectively.
Le elevate velocit? di solidificazione e di raffreddamento generate durante il processo L-PBF sono responsabili della formazione di una soluzione solida estesa e di una microstruttura fine nel materiale as-built, che porta ad un'elevata resistenza del materiale. The high speeds? of solidification and cooling generated during the L-PBF process are responsible for the formation of an extended solid solution and fine microstructure in the as-built material, which leads to high material strength.
La lega trattata con T6 ha mostrato un maggiore allungamento a rottura rispetto alle altre condizioni. The T6 treated alloy exhibited greater elongation at break than the other conditions.
Come dimostrano i risultati delle prove di trazione eseguite lungo la direzione Z e XY, il campione mostra un comportamento quasi isotropo. La crescita epitassiale e competitiva dei grani colonnari grossolani ? infatti soppressa dalla nucleazione eterogenea dei grani stimolata dall'aggiunta di nucleanti. As demonstrated by the results of the tensile tests performed along the Z and XY directions, the sample shows an almost isotropic behaviour. The epitaxial and competitive growth of coarse columnar grains ? in fact it is suppressed by the heterogeneous nucleation of grains stimulated by the addition of nucleants.
Allo stesso modo, come mostrato in Figura 5, le curve del campione 1.1 sono caratterizzate da punti di snervamento inferiori e superiori, nonch? da dentellature e da un significativo incrudimento. La condizione T6 ha rivelato i pi? alti valori di carico di rottura, raggiungendo 466,8 MPa e 468,6 MPa negli spettri XY e Z, rispettivamente. La lega T6 ha mostrato un maggiore allungamento a rottura (circa il 14%) rispetto alle altre condizioni. Similarly, as shown in Figure 5, the curves of sample 1.1 are characterized by lower and upper yield points, as well as? by serrations and significant work hardening. The T6 condition has revealed the pi? high tensile strength values, reaching 466.8 MPa and 468.6 MPa in the XY and Z spectra, respectively. The T6 alloy showed greater elongation at break (approximately 14%) than the other conditions.
I campioni Z sono stati testati anche nella condizione T6 a 150?C, 200?C, 250?C e 300?C per il campione 1 e a 150?C e 250?C per il campione 1.1. Le propriet? di trazione dei materiali ad alta temperatura sono anche mostrate nella Figura 7 e riassunte nella Tabella 5 e 5.1, rispettivamente. Un forte calo del carico di snervamento e del carico di rottura ? stato notato al di sopra dei 250 ?C per il campione 1. Samples Z were also tested in condition T6 at 150°C, 200°C, 250°C and 300°C for sample 1 and at 150°C and 250°C for sample 1.1. The properties? tensile strengths of high-temperature materials are also shown in Figure 7 and summarized in Table 5 and 5.1, respectively. A sharp drop in yield strength and tensile strength? been noted above 250 ?C for sample 1.
Tabella 5 Table 5
Tabella 5.1 Table 5.1
Le leghe Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si stampate via LPBF secondo la presente invenzione (campione 1 e 1.1) mostrano una maggiore resistenza meccanica a temperature elevate sia rispetto alla lega di alluminio AA2618 forgiata (Al-Cu-Mg-Ni-Fe-Si), tipicamente utilizzata per applicazioni ad alta temperatura, sia rispetto alla lega AlSi10Mg, tipicamente utilizzata nella fabbricazione additiva. La figura 6 mostra gli andamenti di YS vs. temperatura (a) e UTS vs. temperatura (b) della lega 2618 forgiata, dell?AlSi10Mg prodotto via LPBF e di Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si (cio? la lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si secondo la presente invenzione, cio? il campione 1 e il campione 1.1) prodotti da LPBF, entrambi in condizioni T6. The Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloys forged via LPBF according to the present invention (sample 1 and 1.1) show higher mechanical strength at elevated temperatures than both the forged aluminum alloy AA2618 (Al-Cu -Mg-Ni-Fe-Si), typically used for high temperature applications, and compared to the AlSi10Mg alloy, typically used in additive manufacturing. Figure 6 shows the trends of YS vs. temperature (a) and UTS vs. temperature (b) of forged 2618 alloy, AlSi10Mg produced via LPBF and Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si (i.e. the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe -Si according to the present invention, i.e. sample 1 and sample 1.1) produced by LPBF, both under T6 conditions.
Senza volersi legare ad una specifica teoria, la Richiedente ha trovato che i composti a base di Ti, B, Fe, Ni e Al- che si formano ad alta temperatura (come, ad esempio, le particelle TiB2 e Al3Ti) stabilizzano vantaggiosamente la microstruttura della lega e migliorano il comportamento meccanico della lega Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si a temperature pi? elevate. Without wanting to be bound to a specific theory, the Applicant has found that the compounds based on Ti, B, Fe, Ni and Al- which are formed at high temperature (such as, for example, the TiB2 and Al3Ti particles) advantageously stabilize the microstructure of the alloy and improve the mechanical behavior of the Al-Ti-Cu-Mg-B-Ni-Fe-Si alloy at lower temperatures? elevated.
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20200156154A1 (en) * | 2017-04-14 | 2020-05-21 | C-Tec Constellium Technology Center | Process for manufacturing an aluminum alloy part |
| FR3096689A1 (en) * | 2019-05-28 | 2020-12-04 | Safran | Aluminum-based alloy with improved mechanical strength in aging at high temperatures and suitable for rapid solidification |
Non-Patent Citations (4)
| Title |
|---|
| H. ZHANG ET AL.: "Effect of Zirconium addition on crack, microstructure and mechanical behavior of selective laser melted AI-Cu-Mg alloy", SCR. MATER., vol. 134, 2017, pages 6 - 10, XP029968757, DOI: 10.1016/j.scriptamat.2017.02.036 |
| LIKEWISE, X. WEN ET AL.: "Laser solid forming additive manufacturing TiB reinforced 2024AI composite: microstructure and mechanical properties", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING: A, vol. 745, 2019, pages 319 - 325 |
| P. WANG ET AL.: "A heat treatable TiB /AI-3.5Cu-1.5Mg-1Si composite fabricated by selective laser melting: microstructure, heat treatment and mechanical properties", COMPOS. PART B ENG., vol. 147, 2018, pages 162 - 168, XP085407938, DOI: 10.1016/j.compositesb.2018.04.026 |
| WEN XIAOLI ET AL: "Laser solid forming additive manufacturing TiB2 reinforced 2024Al composite: Microstructure and mechanical properties", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING: A, vol. 745, 1 February 2019 (2019-02-01), AMSTERDAM, NL, pages 319 - 325, XP055827414, ISSN: 0921-5093, DOI: 10.1016/j.msea.2018.12.072 * |
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