JP2022527425A - アルミニウム合金製部品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
互いに重ね合わされた連続的な金属層（２０１・・・２０ｎ）の形成を含む、部品（２０）の製造方法であって、各層は、溶加材（１５、２５）の堆積によって形成され、溶加材は、エネルギー供給を受けて溶融しそれから凝固することによって前記層となり、該方法は、溶加材（１５、２５）が次の合金元素（重量％）、Ｚｒ：０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、Ｆｅ：０％～３％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、場合によってはＳｉ：０．３％以下、場合によってはＣｕ：０．５％以下、場合によってはＭｇ：０．２％以下、他の合金元素：各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満、不純物：各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、残りはアルミニウム、を含むアルミニウム合金であることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明の技術分野は、アルミニウム合金製部品の製造方法であり、付加製造技術を実施するものである。
８０年代以降、付加製造技術は発展した。これらの技術は、素材の付加によって部品を成形することにあり、このことは、素材を切削することを目ざす加工技術とは逆である。付加製造は、以前はプロトタイピングに限定されていたが、今では、金属部品も含めて工業製品を大量生産するために実用化されている。
用語「付加製造」は、仏規格ＸＰ Ｅ６７－００１によると、「デジタルオブジェクトから物理オブジェクトを、素材の付加によって、層ごとに製造することを可能にする方法の全体」と定義されている。規格ＡＳＴＭ Ｆ２７９２（２０１２年１月）もまた、付加製造を定義している。規格ＩＳＯ／ＡＳＴＭ １７２９６－１において、さまざまな付加製造方式もまた定義および記述されている。国際公開第２０１５／００６４４７号において、低気孔率のアルミニウム製部品を作製するために付加製造を用いることが記述された。連続的な層の適用は一般的に、フィラー材と呼ばれる材料の塗付、ついでレーザービーム、電子ビーム、プラズマトーチまたはアークタイプのエネルギー源を用いた、フィラー材の溶融または焼結によって実現される。適用される付加製造方式がどうであろうと、付加される各層の厚みは、およそ数十ミクロンまたは数百ミクロンである。
他のいくつかの付加製造法が利用されうる。例えば、粉末の形状をなすフィラー材の溶融または焼結を非制限的に挙げてみる。それはレーザー溶融またはレーザー焼結であることができる。米国特許出願公開第２０１７／００１６０９６号明細書は、電子ビームまたはレーザービームタイプのエネルギービームへの粉末の曝露によって得られる局所溶融による部品の製造方法を記述しており、この方法はまた、“Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｌａｓｅｒ Ｍｅｌｔｉｎｇ”を示すアングロサクソン語の頭字語ＳＬＭ、または“Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂｅａｍ Ｍｅｌｔｉｎｇ”を示すＥＢＭによっても示される。
付加製造によって得られるアルミニウム部品の機械的性質は、溶加材を形成する合金、またより具体的にはその組成ならびに付加製造の実施の後に適用される熱処理に依る。
本出願人は、溶体化処理および焼入れタイプの熱処理を実施する必要なく、付加製造法において利用されると傑出した機械的性能を有する部品を得ることを可能にする、合金の組成を決定した。さらに、利用される部品は、興味深い熱伝導特性または電気伝導特性を有する。このことは、これらの部品の適用可能性を多様化することを可能にする。
[発明の開示]
本発明の第一の対象は、互いに重ね合わされた連続的な金属層の形成を含む、部品の製造方法であって、各層は、溶加材の堆積によって形成され、溶加材は、エネルギー供給を受けて溶融しそれから凝固することによって前記層となり、該方法は、溶加材が以下の合金元素（重量％）、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によってはＳｉ：０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によってはＣｕ：０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によってはＭｇ：０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満である他の合金元素、
－ 不純物：各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金であることを特徴とする。
本発明の第一の対象は、互いに重ね合わされた連続的な金属層の形成を含む、部品の製造方法であって、各層は、溶加材の堆積によって形成され、溶加材は、エネルギー供給を受けて溶融しそれから凝固することによって前記層となり、該方法は、溶加材が以下の合金元素（重量％）、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によってはＳｉ：０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によってはＣｕ：０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によってはＭｇ：０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満である他の合金元素、
－ 不純物：各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金であることを特徴とする。
他の合金元素の中で、例えばＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｈｆ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｌａ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂおよび／またはミッシュメタルが挙げられる。
好ましくは、本方法は、個別に選ばれるまたは技術的に実現可能な組合せにより選ばれる以下の特徴を有することができる。
－ Ｚｒ：０．８～２．５％、または好ましくは１％～２．５％、またはさらに好ましくは１．２％～２．５％、またはさらに好ましくは１．３％～２．５％またはさらに好ましくは１．５％～２．５％、
－ Ｚｒ：０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０．５％～２．５％または０．５％～２％、好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、
－ Ｆｅ：０．５％～２．５％または０．５％～２％、好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ Ｓｉ：０．２未満また好ましくは０．１％未満、
－ Ｓｉ：０．０１％以上さらには０．０５％以上、
－ Ｃｕ：０．０５％～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％以上、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％未満、
－ 他の合金元素のそれぞれの質量分率は、５００ｐｐｍ、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを完全に下回る、
－ 不純物のそれぞれの質量分率は、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを完全に下回る、
－ 合金は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｏを含まないか、または５００ｐｐｍ、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを下回る質量分率により含む。
－ Ｚｒ：０．８～２．５％、または好ましくは１％～２．５％、またはさらに好ましくは１．２％～２．５％、またはさらに好ましくは１．３％～２．５％またはさらに好ましくは１．５％～２．５％、
－ Ｚｒ：０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０．５％～２．５％または０．５％～２％、好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、
－ Ｆｅ：０．５％～２．５％または０．５％～２％、好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ Ｓｉ：０．２未満また好ましくは０．１％未満、
－ Ｓｉ：０．０１％以上さらには０．０５％以上、
－ Ｃｕ：０．０５％～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％以上、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％未満、
－ 他の合金元素のそれぞれの質量分率は、５００ｐｐｍ、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを完全に下回る、
－ 不純物のそれぞれの質量分率は、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを完全に下回る、
－ 合金は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｏを含まないか、または５００ｐｐｍ、３００ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、さらには１００ｐｐｍを下回る質量分率により含む。
一変形例によると、本発明により利用される合金は、Ｃｕを、０．０５％～０．５％、好ましくは０．１～０．４％の質量分率により含む。
各層はとりわけ、数値モデルから定義されるパターンを描くことができる。
本方法は、層の形成後すなわち最終部品の形成後に、少なくとも１つの熱処理の適用を含み得る。熱処理は、焼き戻しもしくは焼きなましであり得るかまたはそれを含むことができる。熱処理はまた、溶体化処理および焼入れを、たとえそれらを避けることが好まれようとも、含むこともできる。熱処理はまた、熱間等方圧加圧を含むこともできる。
機械的性質を優先するために、熱処理は、
－ ４００℃を超える温度で行われることができ、その場合、熱処理の継続時間は、０．１ｈ～１０ｈに含まれ、
－ または３００℃～４００℃に含まれる温度で行われることができ、その場合、熱処理の継続時間は、０．５ｈ～１００ｈに含まれる。
－ ４００℃を超える温度で行われることができ、その場合、熱処理の継続時間は、０．１ｈ～１０ｈに含まれ、
－ または３００℃～４００℃に含まれる温度で行われることができ、その場合、熱処理の継続時間は、０．５ｈ～１００ｈに含まれる。
熱伝導特性または電気伝導特性を優先するために、熱処理は、最適な熱伝導率または電気伝導率を得るように、３５０℃以上もしくは４００℃以上の温度で、または９０～２００ｈの継続時間で行われることができる。例えば、３８０～４７０℃の温度および９０～１１０ｈの継続時間である。
有利な一実施形態によると、本方法は、層の形成後すなわち最終部品の形成後、または熱処理後に、焼入れを含まない。このように本方法は好ましくは、溶体化処理とそれに続く焼入れのステップを含まない。
一実施形態によると、溶加材は粉末の形態をなし、光ビームや荷電粒子ビームへのその曝露が、局所溶融とそれに続く凝固を生じさせて固体層を形成する。別の実施形態によると、溶加材はフィラーワイヤーに由来し、アークへのその曝露が、局所溶融とそれに続く凝固を生じさせて固体層を形成する。
本発明の第二の対象は、本発明の第一の対象による方法の適用後に得られる金属部品である。
本発明の第三の対象は、付加製造法のフィラー材として利用されることを目的とした、とりわけフィラーワイヤーまたは粉末のフィラー材であって、フィラー材が以下の合金元素（重量％）、
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によってはＳｉ：０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によってはＣｕ：０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によってはＭｇ：０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満である他の合金元素、
－ 不純物：各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金から成ることを特徴とする。
－ Ｚｒ：０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅ：０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によってはＳｉ：０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によってはＣｕ：０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によってはＭｇ：０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満である他の合金元素、
－ 不純物：各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金から成ることを特徴とする。
フィラー材を形成するアルミニウム合金は、本発明の第一の対象との関連において記述される特徴を有することができる。
フィラー材は、粉末の形態をしていることができる。粉末は、粉末を構成する粒子の少なくとも８０％が、５μｍ～１００μｍ、好ましくは５～２５μｍ、または２０～６０μｍの範囲における平均サイズを有するという状態であり得る。
フィラー材がワイヤーの形態をしているとき、ワイヤーの直径はとりわけ、０．５ｍｍ～３ｍｍに含まれることができ、また好ましくは０．５ｍｍ～２ｍｍに含まれることができ、またさらに好ましくは１ｍｍ～２ｍｍに含まれることができる。
本発明の別の対象は、コールドスプレーコンソリデーション（ＣＳＣ）、レーザー金属堆積（ＬＭＤ）、摩擦による付加製造（ＡＦＳ）、通電焼結法（ＦＡＳＴ）、または慣性回転摩擦溶接（ＩＲＦＷ）の中で選択される製造法、好ましくはコールドスプレーコンソリデーション（ＣＳＣ）における、上に記述されたようなまた明細書のその他において記述されるような粉末またはフィラーワイヤーの利用である。
他の利点および特徴は、以下にリストされる図面に示される非制限例として与えられる本発明の特定実施形態の下記の説明から、よりはっきりと分かるようになるであろう。
[特定実施形態の開示]
説明において、相反する指示がない限り、
－ アルミニウム合金の呼称は、Ｔｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎの学術用語に従っており、
－ 化学元素の含有量は、％で示され、また質量分率を示す。ｘ％～ｙ％の記号表記は、ｘ％以上でありかつｙ％以下であることを示す。
説明において、相反する指示がない限り、
－ アルミニウム合金の呼称は、Ｔｈｅ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎの学術用語に従っており、
－ 化学元素の含有量は、％で示され、また質量分率を示す。ｘ％～ｙ％の記号表記は、ｘ％以上でありかつｙ％以下であることを示す。
不純物とは、意図せずに合金中に存在する化学元素を意味する。
図１は、レーザーによる選択的溶融タイプの付加製造法（選択的レーザー溶融またはＳＬＭ）の作動を示している。フィラー材１５は、台座１０の上に配置されている粉末の形態をしている。エネルギー源、この場合レーザー源１１は、レーザービーム１２を発する。レーザー源は、光学システム１３によってフィラー材につながれ、その動きは、数値モデルＭに応じて決定される。レーザービーム１２は、伝播軸Ｚに沿って伝播し、また数値モデルに依存するパターンを描く、平面ＸＹに沿った動きをたどる。平面は例えば、拡大軸Ｚに垂直である。粉末１５とのレーザービーム１２の相互作用は、粉末の選択的溶融とそれに続く凝固を引き起こし、結果として層２０１・・・２０ｎの形成をもたらす。層が一つ形成されると、該層は、溶加材の粉末１５ですっかり覆われ、そして別の相が、先に作製された層に重ね合わされて形成される。一層を形成する粉末の厚みは、例えば１０～２００μｍに含まれることができる。
アルミニウム合金について、台座１０またはトレーは、３５０℃まで至る温度で加熱されることができる。市場で現在入手可能な機器は一般的に、２００℃までのトレーの加熱を許容する。トレーの加熱温度は、例えばおよそ５０℃、１００℃、１５０℃または２００℃であることができる。トレーの加熱は一般的に、粉末床のところの水分を減らすこと、そしてまた製造中の部品の残留応力を減らすことを可能にする。粉末床のところの水分レベルは、最終部品の気孔率への直接的な影響を有するようである。実際に、粉末の水分が多いほど、最終部品の気孔率は高いようである。トレーの加熱が、加熱式の付加製造を実現するための既存の手段のうちの一つであることに注目すべきである。しかしながら本発明は、この単一の加熱手段の利用に制限されることはできないであろう。例えば赤外線ランプのような、他のすべての加熱手段が、加熱および温度調整のために本発明の範囲内で利用されることができる。このように本発明による方法は、３５０℃まで至る温度で実現されることができる。
粉末は、以下の特徴のうちの少なくとも１つを有し得る。
－ ５～１００μｍ、好ましくは５～２５μｍまたは２０～６０μｍの平均粒径。所定値は、粒子の少なくとも８０％が、特定範囲における平均サイズを有していることを示すものである。
－ 球形の形状。粉末の球形は例えば、モルフォグラニュロメーターを利用することによって決定されることができる。
－ 良好な流動性。粉末の流動性は例えば、規格ＡＳＴＭ Ｂ２１３または規格ＩＳＯ ４４９０：２０１８に準じて決定されることができる。規格ＩＳＯ ４４９０：２０１８によると、流動時間は、好ましくは５０未満である。
－ 好ましくは０～５体積％、より好ましくは０～２体積％、さらにより好ましくは０～１体積％の低気孔率。気孔率はとりわけ、光学顕微鏡写真からの画像分析によってまたはヘリウムピクノメーター（規格ＡＳＴＭ Ｂ９２３を参照）によって決定されることができる。
－ より大きい粒子に密着する、サテライト粒子と呼ばれる小さな粒子（粉末の平均サイズの１～２０％）の量が少ないことまたはないこと（１０体積％未満、好ましくは５体積％未満）。
－ ５～１００μｍ、好ましくは５～２５μｍまたは２０～６０μｍの平均粒径。所定値は、粒子の少なくとも８０％が、特定範囲における平均サイズを有していることを示すものである。
－ 球形の形状。粉末の球形は例えば、モルフォグラニュロメーターを利用することによって決定されることができる。
－ 良好な流動性。粉末の流動性は例えば、規格ＡＳＴＭ Ｂ２１３または規格ＩＳＯ ４４９０：２０１８に準じて決定されることができる。規格ＩＳＯ ４４９０：２０１８によると、流動時間は、好ましくは５０未満である。
－ 好ましくは０～５体積％、より好ましくは０～２体積％、さらにより好ましくは０～１体積％の低気孔率。気孔率はとりわけ、光学顕微鏡写真からの画像分析によってまたはヘリウムピクノメーター（規格ＡＳＴＭ Ｂ９２３を参照）によって決定されることができる。
－ より大きい粒子に密着する、サテライト粒子と呼ばれる小さな粒子（粉末の平均サイズの１～２０％）の量が少ないことまたはないこと（１０体積％未満、好ましくは５体積％未満）。
このような方法の実施は、４０ｃｍ３／ｈに達するさらには超えることのできる、収率が高い部品製造を可能にする。
本出願人はまた、焼入れタイプの熱処理の適用が、温度の突然の変化が原因で、部品のゆがみを誘発する可能性のあることに気づいた。部品のゆがみは一般的に、その寸法が大きいほど、有意である。ところで、付加製造法の利点はまさに、製造後の形が最終的またはほぼ最終的である部品を得ることである。熱処理の結果生じる有意なゆがみの突発はしたがって、回避すべきものである。ほぼ最終的とは、仕上げ加工が部品上でその製造後に行われること、すなわち付加製造によって製造される部品は、仕上げ加工を除いて、その最終的な形に応じて広がることを意味する。
先に記載されたように、本出願人は、層の形成の直後すなわち最終部品の形成後の、ゆがみを誘発するおそれのある熱処理の適用を必要とすることなく、許容される機械的性質を得ることを可能にする、フィラー材を形成する合金組成を探し求めた。とりわけ、温度の突然の変化をもたらす熱処理を回避することが重要である。本発明はこのように、とりわけ降伏応力という観点から満足のゆく機械的性質を有する部品を、付加製造によって得ることを可能にする。選択される付加製造法のタイプに応じて、フィラー材は、ワイヤーの形態をしていることもできるし粉末の形態をしていることもできる。
本出願人は、１質量％を超える含有量を有する合金中に存在する元素の数を制限することによって、興味深い機械的性質と熱的性質との間の良好な妥協が得られることを確認した。合金中への元素の添加が、付加製造によって作製される部品の特定の機械的性質を改善することを可能にすることが一般に認められている。機械的性質とは、例えば降伏応力や破断伸びを意味する。しかしながら、合金の化学元素の添加の量が多すぎる場合、またはそれらの添加が多様すぎる場合、付加製造の結果として生ずる部品の熱伝導特性を害しかねない。このように、付加製造法における二元合金または三元合金の利用は、付加製造の分野において有望な手段となる。
本出願人は、許容される機械的性質および熱的性質（または電気的性質）を得るように、合金中に添加される元素の数と量との間の妥協に達することが有用であると考えた。
本出願人は、１％以上の質量分率を有するアルミニウム合金を形成する化学元素の数を１つまたは２つに制限することによって、そのような妥協が得られると考える。このように、とりわけ興味深い合金は、以下を、１％を超える質量分率により添加することによって得られることができる。
－ Ｚｒのみであって、その場合、合金は主として２つの元素（ＡｌおよびＺｒ）によって構成される。例えばＺｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％未満、
－ またはＺｒおよびＦｅであって、その場合、合金は主として３つの元素（Ａｌ、ＺｒおよびＦｅ）によって構成される。合金中のＦｅの存在は、機械的性質を改善することを可能にし、それは高温引張および低温引張による機械的性質または硬度である。例えばＺｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％以上。
－ Ｚｒのみであって、その場合、合金は主として２つの元素（ＡｌおよびＺｒ）によって構成される。例えばＺｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％未満、
－ またはＺｒおよびＦｅであって、その場合、合金は主として３つの元素（Ａｌ、ＺｒおよびＦｅ）によって構成される。合金中のＦｅの存在は、機械的性質を改善することを可能にし、それは高温引張および低温引張による機械的性質または硬度である。例えばＺｒ：０．５％～２．５％かつＦｅは１％以上。
合金中のＺｒの存在は、合金の良好な加工性を付与し、加工性という用語は、アングロサクソン語の呼称「ｐｒｏｃｅｓｓａｂｉｌｉｔｙ」に相当し、付加製造法による成形に対する合金の適性を形容するものである。このことは、付加製造によって製造された部品において、割れタイプの欠陥がほぼないこと、および低気孔率であることによって示される。本出願人は、０．５％を超えるＺｒの質量分率が、良好な加工性を付与することを確認した。最適なＺｒ質量分率は、第一の変形例によると０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％に含まれることができ、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％に含まれることができる。Ｚｒが０．５％未満のとき、機械的性質は一般的に十分ではない。
本出願人は、ＳＬＭ法でおよびＺｒの存在下で、とりわけ０．５％を超えるＺｒ含有量について、各層の凝固中に、液体中に形成される一次析出物Ａｌ３Ｚｒからレーザビードの下部に形成される等軸粒を観察した。一次析出物Ａｌ３Ｚｒは、生成核の役目を果たし、そこからアルミニウムの等軸粒が形成される。レーザビードの残りは、半径方向にビードの縁から中心の方へ成長する柱状粒の形状に凝固する。Ｚｒ含有量が多いほど、等軸粒の分率は高く、また柱状粒の分率は低い。等軸粒の十分な画分の存在は、凝固の終わりの割れを回避するために有益である。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．５％未満のとき一次析出物Ａｌ３Ｚｒの濃度はあまりに低く、このことは、層から層へ進行するエピタキシャル成長により、複数の層を貫通することができる粗大な柱状粒の形成に導く。得られる部品はこのように、凝固割れ感受性がより高い。
割れ感受性へのＺｒ含有量のこの影響は、ＳＬＭ法のような各層の溶融
を伴う付加製造法に特有である。急速に凝固した薄帯からまたは粉末からの部品の圧密加工および押出加工を伴う急冷凝固法と呼ばれる従来の方法のような付加式でない方法の場合において、Ｚｒ含有量が０．５％未満の合金製部品は、割れなしで製造されることができる。実際に、これらの方法は、成形段階中の溶融を必要とせず、またしたがって凝固割れしない。
を伴う付加製造法に特有である。急速に凝固した薄帯からまたは粉末からの部品の圧密加工および押出加工を伴う急冷凝固法と呼ばれる従来の方法のような付加式でない方法の場合において、Ｚｒ含有量が０．５％未満の合金製部品は、割れなしで製造されることができる。実際に、これらの方法は、成形段階中の溶融を必要とせず、またしたがって凝固割れしない。
本出願人はまた、０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％の銅の存在が、熱処理後の機械的性質および、電気伝導率と降伏応力と間の妥協を改善することを可能にすることも確認した。
好ましくは、Ｚｒの質量分率は０．５％～２．５％に含まれ、第一の変形例によると好ましくは０．８％～２．５％、さらには１％～２．５％、さらには１．２％～２．５％、さらには１．３％～２．５％、さらには１．５％～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、さらには０．６～１．８％、さらには０．６～１．６％、さらには０．７～１．５％、さらには０．８～１．５％、さらには０．９～１．５％、さらには１～１．４％に含まれる。
合金がＦｅを含むとき、Ｆｅの質量分率は、３％以下である。それは好ましくは０．５％～３％に含まれ、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％に含まれる。ＺｒとＦｅとの組合せは、先に言及されたように、また実験的試験によって確証されるように、とりわけ有利である。
合金はまた、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｈｆ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｌａ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂおよび／またはミッシュメタルのような他の合金元素を、各々０．１％を完全に下回り、好ましくは５００ｐｐｍ未満、また好ましくは３００ｐｐｍ未満、または２００ｐｐｍ未満、または１００ｐｐｍ未満の質量分率により含むこともできる。しかしながら、これらの合金元素のうちのいくつか、とりわけＣｒ、Ｖ、ＴｉおよびＭｏは、伝導率を低下させる。Ｃｕは、熱伝導率および／または電気伝導率に関して有害度がより低いとみなされる。
溶体化処理－焼入れ－焼き戻しの処理がない場合でのＭｇの添加は、機械的性質への有意な影響なく電気伝導率または熱伝導率を低下させるかもしれない。それに、ＳＬＭおよびアトマイジング法の際に蒸発するその傾向が、本発明によりテストされる合金のような液相線の高い合金について特に、付け加えられる。このように、一変形例によると、本発明により利用される合金は、Ｍｇを含まないか、さもなければ不純物の量にしたがって、すなわち０．０５％未満を含む。
合金がＹ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂのような他の合金元素を含むとき、それらは好ましくは５００ｐｐｍを完全に下回る質量分率、さらには３００ｐｐｍを完全に下回る質量分率、さらには２００ｐｐｍもしくは１００ｐｐｍを完全に下回る質量分率により存在する。
本発明による合金は好ましくは、０．２％を超える量のＳｉおよびＭｇの同時の添加がないので、ＡＡ６ｘｘｘタイプの合金ではないことに注目すべきである。
例として、本発明により利用されるアルミニウム合金は、以下を含み得る。
－ Ｚｒが１．５２％、Ｆｅが２１３ｐｐｍ、Ｓｉが１８３ｐｐｍ、不純物が各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満、
－ Ｚｒが１．２３％、Ｆｅが０．９４％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満、
－ Ｚｒが．８１％、Ｆｅが１．８３％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満、または
－ Ｚｒが１．３９％、Ｃｕが０．３２％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満。
－ Ｚｒが１．５２％、Ｆｅが２１３ｐｐｍ、Ｓｉが１８３ｐｐｍ、不純物が各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満、
－ Ｚｒが１．２３％、Ｆｅが０．９４％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満、
－ Ｚｒが．８１％、Ｆｅが１．８３％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満、または
－ Ｚｒが１．３９％、Ｃｕが０．３２％、不純物が各々０．０５％未満でその累積が０．１５％未満。
[実施例１]
第一の試験が、合金１を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ｚｒを１．５２％、Ｆｅを２１３ｐｐｍ、Ｓｉを１８３ｐｐｍ、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
第一の試験が、合金１を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ｚｒを１．５２％、Ｆｅを２１３ｐｐｍ、Ｓｉを１８３ｐｐｍ、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
テスト部品は、ＥＯＳ２９０ ＳＬＭ（納入業者ＥＯＳ）タイプの機器を利用して、ＳＬＭによって作製された。この機器は、部品が上で作製されるトレーを、およそ２００℃の温度まで加熱することを可能にする。試験はおよそ２００℃に加熱されたトレーを用いて行われたが、補足の試験は、より低いトレーの温度、例えば２５℃、５０℃、１００℃または１５０℃での本発明による合金の良好な加工性を示した。
レーザーの出力は３７０Ｗであった。スキャン速度は１４００ｍｍ／ｓに等しかった。用語「散乱ベクトル」によって一般に示される、スキャンの２つの隣接するライン間の差は、０．１１ｍｍであった。層の厚みは６０μｍであった。
利用された粉末は、４０μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１６μｍの１０％フラクタイルおよび７９μｍの９０％フラクタイルを有していた。
第一のテスト部品が、平面（Ｘ－Ｙ）においてベースを形成する組立トレーに対して垂直（Ｚ方向）の中実円柱の形に作製された。円柱は、１１ｍｍの直径と４６ｍｍの高さとを有していた。第二のテスト部品が、１２（Ｘ方向）×４５（Ｙ方向）×４６（Ｚ方向）ｍｍの寸法の平行６面体の形状を成して、作製された（図５を参照）。全ての部品が、３００℃で４時間の、ＳＬＭ製造後の応力除去処理を受けた。
いくつかの第一の部品は、３５０℃、４００℃または４５０℃での製造後の熱処理を受け、処理継続時間は、１ｈ～１０４ｈに含まれた。第一の部品の全て（製造後の熱処理を伴う部品および伴わない部品）は、加工されて、以下の特徴をｍｍで有する円筒形の引張試験片を得た（表１および図４を参照）。
図４および表１において、φは、試験片の中心部分の直径を示し、Ｍは試験片の２つの端部の幅を示し、ＬＴは試験片の全体の長さを示し、Ｒは試験片の中心部分と端部との間の曲率半径を示し、Ｌｃは試験片の中心部分の長さを示し、そしてＦは試験片の２つの端部の長さを示している。
これらの円筒形の試験片は、規格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１（２００９－１０）に準じて室温で引張試験が行われた。
いくつかの第二のテスト部品は、第一の部品との関連において記述されたような、製造後の熱処理を受けた。第二のテスト部品は、電気伝導率が熱伝導率に類似した仕方で変化するという事実に基づきながら、電気伝導率試験を受けた。ウィーデマン・フランツの法則による、熱伝導率と電気伝導率の線形従属関係は、刊行物Ｈａｔｃｈ「Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｐｈｙｓｉｃａｌ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ」ＡＳＭ Ｍｅｔａｌｓ Ｐａｒｋ，ＯＨ，１９８８において有効と認められている。第二のテスト部品は、粗度１８０の研磨紙を使って伝導率測定のために４５ｍｍ×４６ｍｍの各面の上に表面研磨を受けた。電気伝導率の測定は、６０ｋＨｚでのＦｏｅｒｓｔｅｒ Ｓｉｇｍａｔｅｓｔ ２．０６９タイプの測定器を利用して、研磨された面上で実行された。
以下の表２は、第一のテスト部品のそれぞれについて、熱処理温度（℃）、熱処理の継続時間、０．２％降伏応力Ｒｐ０．２（ＭＰａ）、引張強さ（Ｒｍ）、破断伸びＡ（％）、ならびに電気伝導率（ＭＳ×ｍ－１）を示している。引張特性（降伏応力、引張強さ、および破断伸び）は、第一のテスト部品から、製造方向Ｚに沿って決定され、一方で電気的性質（電気伝導率）は、第二のテスト部品で決定された。以下の表２において、継続時間０ｈは、熱処理のないことに相当する。
熱処理の適用無しでも、機械的性質は十分であると判断される。しかしながら、適切な熱処理の適用は、降伏応力、引張強さ、ならびに電気伝導率を改善することを可能にする。
熱処理の有益な効果が、ナノメートルサイズの析出物Ａｌ３Ｚｒの形成に割り当てられ、このことが、降伏応力と伝導率との同時の上昇に導く。熱処理がない場合、Ｚｒ画分は、固溶体において閉じ込められたままである。
注目すべき局面は、熱処理が、電気伝導率を非常に有意に上昇させることができることであり、電気伝導率は、純アルミニウムの電気伝導率（３４ＭＳ／ｍに近似）に近づきながら、同時に純アルミニウムの機械的性質と比較した機械的性質もまた向上させる。
良好な機械的性質を得ることを可能にするパラメータは、以下のとおりである。
－ ４００℃で、継続時間は１ｈ～１０ｈに含まれる、
－ ３５０℃で、継続時間は１０ｈ～１００ｈに含まれるが、１０ｈ～２０ｈに含まれる継続時間で十分であるらしいことが分かっている。
－ ４００℃で、継続時間は１ｈ～１０ｈに含まれる、
－ ３５０℃で、継続時間は１０ｈ～１００ｈに含まれるが、１０ｈ～２０ｈに含まれる継続時間で十分であるらしいことが分かっている。
したがって、熱処理が適用されるとき、その温度が５００℃未満であるほうがよい。最適な機械的性質の獲得が優先される場合、熱処理の温度は、好ましくは４５０℃未満であり、例えば３００℃～４２０℃に含まれる。
電気伝導率または熱伝導率が優先される場合、熱処理の温度は、好ましくは３５０℃以上さらには４００℃以上であり、１００ｈを超え得る継続時間、例えば９０～２００ｈの継続時間を伴う。
熱処理が４００℃で行われるとき、処理の継続時間に応じた、引張りの機械的性質（降伏応力、引張強さ）の変化が、まず増大し、ついで減少することが観察される。熱処理の最適な継続時間は、引張りの機械的性質を最適化することを可能にする。該継続時間は、４００℃で０．１ｈ～１０ｈに含まれる。
熱処理は、好ましくは焼き戻しまたは焼きなましである。
図２は、熱伝導特性（横座標軸であり、ＭＳ／ｍで表される熱伝導率を示している）に応じた、引張特性（縦座標軸であり、ＭＰａで表される降伏応力Ｒｐ０．２）を示している。熱伝導特性が電気伝導特性を示すと推測されることが想起される。図２で、パーセンテージは、破断伸びを示す。矢印で、電気伝導率の観点からと同時に降伏応力の観点からの、熱処理の有益な効果を示した。図２の記号説明において、用語「ｂｒｕｔｅ（未処理）」は、熱処理のないことを示す。
サンプルの相対密度は９９．５％を超えており、このことは０．５％を下回る気孔率を示し、該気孔率は、研磨されたサンプルの断面上での画像分析によって評価された。
第二の試験は、以下を利用して行われた。
－ 上に記述されたような合金１、
－ 合金２であって、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．７８％、Ｆｅを１．０４％、Ｓｉを１８１２ｐｐｍ、Ｃｕを５０３ｐｐｍ、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
－ 上に記述されたような合金１、
－ 合金２であって、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．７８％、Ｆｅを１．０４％、Ｓｉを１８１２ｐｐｍ、Ｃｕを５０３ｐｐｍ、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
第一の試験に関係して記述されたテスト部品に類似したテスト部品が、形成された。
利用された粉末は、４１μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１５μｍの１０％フラクタイルおよび８２μｍの９０％フラクタイルを有していた。
平行６面体部品で、規格ＡＳＴＭ Ｅ３８４に準じてビッカース硬さＨｖ０．２ならびに電気伝導率が特徴づけられた。硬さおよび伝導率の測定は、熱処理のない場合に、ならびにさまざまな熱処理後に行われた。
表３は、特徴づけの結果を示している。Ｎ／Ａは、特徴が測定されなかったことを示している。
試験は以下を確証している。
－ Ｆｅの存在は、機械的性質を有意に改善する、
－ 熱処理の適用は、機械的性質および電気伝導特性を改善する。
－ Ｆｅの存在は、機械的性質を有意に改善する、
－ 熱処理の適用は、機械的性質および電気伝導特性を改善する。
［実施例２］
実施例１の試験に類似した第二の試験が、実施例１との関連において上に前述されたような合金２を利用することによって行われた。
実施例１の試験に類似した第二の試験が、実施例１との関連において上に前述されたような合金２を利用することによって行われた。
利用された粉末は、４１μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１５μｍの１０％フラクタイルおよび８２μｍの９０％フラクタイルを有していた。
テスト部品は、ＥＯＳ Ｍ２９０タイプのＳＬＭ機（納入業者ＥＯＳ）を利用して、ＳＬＭによって作製された。レーザーの出力は３７０Ｗであった。スキャン速度は１２５０ｍｍ／ｓに等しかった。用語「散乱ベクトル」によって一般に示される、スキャンの２つの隣接するライン間の差は、０．１１１ｍｍであった。層の厚みは６０μｍであった。
実施例１についてのように、４００℃または４５０℃で１００ｈまでの熱処理の付加は、応力除去したままの状態と比べて、機械的強度と電気伝導率とを同時に高めることを可能にしたのであり、それは以下の表４および図６中に示されているとおりである。
合金２は、実施例１の合金１と比べて、Ｆｅの添加のプラスの影響を、降伏応力Ｒｐ０２および引張強さＲｍの上昇（電気伝導率の有意な低下なし）に示すことを可能にした。この合金２は熱処理後に、実施例１の合金１によっては達成できないＲｐ０２値とＲｍ値とに達することを可能にし、Ｒｐ０２値は、２４ＭＳ／ｍさらには２６ＭＳ／ｍを超える電気伝導率を維持しつつ、２６０ＭＰａを超えていた。
理論に束縛されることなく、熱間圧延によって得られる標準試験片からの加工のような従来の方法によって製造される部品において、Ｆｅは、数十μｍまで及ぶサイズを伴う粗大な金属間化合物の形態で存在しているようである。反して、実施例２の合金２から選択的レーザー溶融によって製造される部品において、Ｆｅは、耐腐食性にも金属の陽極処理に対する適性にもマイナスの影響を有しないナノメートルサイズの析出物の形態で存在する。Ｆｅを主成分とするナノメートルサイズの析出物の存在はそれどころか、テスト部品の局部的でなく、側方の腐食に導くことにより、耐腐食性にプラスの影響を有するようである。
［実施例３］
実施例２の試験に類似した第三の試験が、合金３を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．２３％、Ｆｅを０．９４％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
実施例２の試験に類似した第三の試験が、合金３を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．２３％、Ｆｅを０．９４％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
利用された粉末は、３７μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１５μｍの１０％フラクタイルおよび７１μｍの９０％フラクタイルを有していた。
テスト部品は、ＥＯＳ Ｍ２９０タイプのＳＬＭ機（納入業者ＥＯＳ）を利用して、ＳＬＭによって作製された。レーザーの出力は３７０Ｗであった。スキャン速度は１２５０ｍｍ／ｓに等しかった。用語「散乱ベクトル」によって一般に示される、スキャンの２つの隣接するライン間の差は、０．１１１ｍｍであった。層の厚みは６０μｍであった。
実施例２についてのように、４００℃で１００ｈまでの熱処理の付加は、応力除去したままの状態と比べて、機械的強度と電気伝導率とを同時に高めることを可能にしたのであり、それは以下の表５中に示されているとおりである。
合金２のＺｒ含有量と比べた合金３のＺｒ含有量の減少（それぞれ１．７８％対１．２３％のＺｒ）は、伸び値および電気伝導率値の有意な上昇に導いたのであり、またこのことは、テストされた製造後熱処理の全体について同様であった（上の表４および表５を参照）。合金３はまた、合金２のものより柔らかい製造されたままの状態を呈していた、すなわちＲｐ０２はそれぞれ１３３ＭＰａ対２１４ＭＰａであった。
より柔らかい、この未処理の状態は、ＳＬＭ法の際の加工性という観点から有利であり、というのもこの状態は、部品の製造時の残留応力の有意な減少を可能にするからである。
合金３および合金２の最良の機械的強度は、類似しており、またそれぞれ４００℃で４ｈに対して４００℃で１ｈの製造後熱処理について得られた。機械的強度のこれらの最大化条件において、合金３は、より優れた伸びと同時により優れた電気伝導率を提供する利点を有していた。
［実施例４］
実施例２の試験に類似した第四の試験が、合金４を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを０．８１％、Ｆｅを１．８３％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
実施例２の試験に類似した第四の試験が、合金４を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを０．８１％、Ｆｅを１．８３％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
利用された粉末は、３８μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１５μｍの１０％フラクタイルおよび７５μｍの９０％フラクタイルを有していた。
テスト部品は、ＥＯＳ Ｍ２９０タイプのＳＬＭ機（納入業者ＥＯＳ）を利用して、ＳＬＭによって作製された。レーザーの出力は３７０Ｗであった。スキャン速度は１２５０ｍｍ／ｓに等しかった。用語「散乱ベクトル」によって一般に示される、スキャンの２つの隣接するライン間の差は、０．１１１ｍｍであった。層の厚みは６０μｍであった。
実施例２についてのように、４００℃または４５０℃で１００ｈまでの熱処理の付加は、応力除去したままの状態と比べて、機械的強度と電気伝導率とを同時に高めることを可能にしたのであり、それは以下の表６中に示されているとおりである。
合金４は、合金１と比べて、１．８３％のＦｅの添加に関連した、Ｚｒ含有量の減少のメリットを示すことを可能にした。
合金４および合金１の最良の機械的強度は、４００℃で４ｈの熱処理について得られた。機械的強度のこれらの最大化条件において、合金４は、合金１と比べて、Ｒｐ０２および伸びの有意な上昇とそれに伴う電気伝導率の低下を有していたのであり、上の表２および以下の表６を参照されたい。
［実施例５］
実施例２の試験に類似した第五の試験が、合金５を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．３９％、Ｃｕを０．３２％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
実施例２の試験に類似した第五の試験が、合金５を利用して行われ、ＩＣＰによって測定されるその質量組成は、Ａｌ、Ｚｒを１．３９％、Ｃｕを０．３２％、不純物を各々０．０５％未満で不純物の累積が０．１５％未満含んでいた。
利用された粉末は、２７μｍのメジアン径を伴う、主として３μｍ～１００μｍに含まれる粒径、１１μｍの１０％フラクタイルおよび５４μｍの９０％フラクタイルを有していた。
テスト部品は、ＥＯＳ Ｍ２９０タイプのＳＬＭ機（納入業者ＥＯＳ）を利用して、ＳＬＭによって作製された。レーザーの出力は３７０Ｗであった。スキャン速度は１２５０ｍｍ／ｓに等しかった。用語「散乱ベクトル」によって一般に示される、スキャンの２つの隣接するライン間の差は、０．１１１ｍｍであった。層の厚みは６０μｍであった。
実施例２についてのように、４００℃または４５０℃で１００ｈまでの熱処理の付加は、応力除去したままの状態と比べて、機械的強度と電気伝導率とを同時に高めることを可能にしたのであり、それは以下の表７中に示されているとおりである。
合金５は、合金１と比べて、０．３２％のＣｕの添加に関連した、Ｚｒ含有量の減少のメリットを示すことを可能にした。実際に、合金５は、合金１と比べてより優れた機械的強度と同時により優れた伸びを呈していたのであり、またこのことは、３５０℃でおよび４００℃でテストされた製造後熱処理の全体について同様であった。
合金１の最良の機械的強度は、４００℃で４ｈの熱処理について得られた。これらの条件において、合金５は、合金１と比べて、電気伝導率の非常にわずかな低下に関連した、Ｒｐ０２および伸びの有意な上昇を有していたのであり、上の表２および以下の表７を参照されたい。
合金５は、実施例１の合金１と比べて、Ｚｒの減少に関連したＣｕの添加のプラスの影響を、降伏応力Ｒｐ０２および引張強さＲｍの上昇（電気伝導率の有意な低下なし）に示すことを可能にした。
［実施例６］
追加の高温引張試験が、それぞれ実施例３中と実施例４中とに記述されている合金３と合金４とに行われた。
追加の高温引張試験が、それぞれ実施例３中と実施例４中とに記述されている合金３と合金４とに行われた。
実施例１中に記述されている仕方と同じように、テスト部品は、平面（Ｘ－Ｙ）においてベースを形成する組立トレーに対して垂直（Ｚ方向）の中実円柱の形に製造された。円柱は、１１ｍｍの直径と４６ｍｍの高さとを有していた。
これらのテスト部品は、ＥＯＳ Ｍ２９０タイプのＳＬＭ機（納入業者ＥＯＳ）を利用して、また以下のようなセット１とセット２とによって示される異なるＳＬＭパラメータの２つのセットに従って、ＳＬＭによって作製された。
セット１：
・レーザーの出力：３７０Ｗ
・スキャン速度：１２５０ｍｍ／ｓ
・散乱ベクトル：０．１１１ｍｍ
・層の厚み：６０μｍ。
セット２：
・レーザーの出力：３７０Ｗ
・スキャン速度：１３０７ｍｍ／ｓ
・散乱ベクトル：０．１７７ｍｍ
・層の厚み：６０μｍ。
セット１：
・レーザーの出力：３７０Ｗ
・スキャン速度：１２５０ｍｍ／ｓ
・散乱ベクトル：０．１１１ｍｍ
・層の厚み：６０μｍ。
セット２：
・レーザーの出力：３７０Ｗ
・スキャン速度：１３０７ｍｍ／ｓ
・散乱ベクトル：０．１７７ｍｍ
・層の厚み：６０μｍ。
全ての部品が、３００℃で４時間の、ＳＬＭ製造後の応力除去処理を受けた。
いくつかの部品は、４００℃での製造後の熱処理を受け、処理継続時間は、１ｈと４ｈの間に含まれた（以下の表８を参照）。第一の部品の全て（製造後の熱処理を伴う部品および伴わない部品）は、加工されて、実施例１中に記述されているものと類似した円筒形の引張試験片を形成した（図４および上の表１を参照）。
高温（２００℃）での引張試験が、規格ＮＦ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２－１（２００９－１０）に準じて得られる引張試験片から行われた。これらの試験の結果は、以下の表８中にまとめられている。同じテスト条件のそれぞれについて、合金４が、合金３より優れた機械的性能（Ｒｐ０．２およびＲｍ）を有していた。
実施例６は、Ｚｒ含有量の減少に関連したＦｅ含有量の増加のプラスの影響を、高温での機械的性質に示すことを可能にした（合金３の性能と合金４の性能間の比較）。
一実施形態によると、方法は、熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）を含むことができる。ＨＩＰ処理はとりわけ、伸び特性および疲労特性を向上させることを可能にすることができる。熱間等方圧加圧は、熱処理の前、後または代わりに行われることができる。有利には、熱間等方圧加圧は、２５０℃～５５０℃、好ましくは３００℃～４５０℃の温度で、および５００～３０００バールの圧力で、０．５～５０時間の継続時間の間行われる。
場合によっては行われ得る熱処理および／または熱間等方圧加圧は、得られる製品の硬度または降伏応力および電気伝導率を上げることを特に可能にする。しかしながら一般的に、温度が高いほど、機械的強度を犠牲にして伝導率（電気伝導率または熱伝導率）がより優遇されることに注目すべきである。
組織硬化型合金に適合した別の実施形態によると、形成された部品の溶体化処理とそれに続く焼入れおよび焼き戻し、および／または熱間等方圧加圧を行うことができる。熱間等方圧加圧はこの場合有利には、溶体化処理の代わりとなり得る。
本発明による方法はしかしながら、溶体化処理とそれに続く焼入れの処理を好ましくは必要としないため、有利である。溶体化処理は、薄い金属間化合物または分散質の増大に関与することから、特定のケースにおいて機械的強度への不利な影響を及ぼし得る。
一実施形態によると、本発明による方法はそのうえ任意に、加工処理、および／または化学的表面処理、電気化学的表面処理もしくは機械的表面処理、および／またはトライボ仕上げを含む。これらの処理はとりわけ、粗さを減らすおよび／または耐腐食性を向上させるおよび／または耐疲労亀裂発生を向上させるために行われ得る。
任意に、例えば付加製造の後かつ／または熱処理の前に、部品の機械的変形を施すことが可能である。
本方法は、ＳＬＭタイプの付加製造法に関係して記述されてはいるが、先行技術に関係して言及される、ＷＡＡＭタイプの他の付加製造法に適用されることができる。図３は、そのような選択肢を示している。エネルギー源３１、この場合トーチは、アーク３２を形成する。この装置において、トーチ３１は、溶接ロボット３３によって保持される。製造されるべき部品２０は、台座１０の上に配置される。この実施例において、製造される部品は、台座１０によって定義される平面ＸＹに垂直に、横断軸Ｚに沿って広がる壁である。フィラーワイヤー３５は、アーク１２の影響下で、溶融して、溶接ビードを形成する。溶接ロボットは、数値モデルＭによって制御される。それは位置を変えて、互いの上に積み重ねられ壁２０を形成するさまざまな層２０１・・・２０ｎを形成するようになり、各層は溶接ビードに相当する。各層２０１・・・２０ｎは、数値モデルＭによって定義されるパターンにしたがって、平面ＸＹにおいて広がる。
フィラーワイヤーの直径は、好ましくは３ｍｍ未満である。それは０．５ｍｍ～３ｍｍに含まれることができ、また好ましくは０．５ｍｍ～２ｍｍに、さらには１ｍｍ～２ｍｍに含まれることができる。それは例えば１．２ｍｍである。
例えば、また非限定的に、他の方法がそのうえ考えられる。
－ 選択的レーザー焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＬＳ）、
－ 直接金属レーザー焼結（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＤＭＬＳ）、
－ 選択的加熱焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｈｅａｔ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＨＳ）、
－ 電子ビーム溶融（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂｅａｍ ＭｅｌｔｉｎｇまたはＥＢＭ）、
－ レーザー溶融堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｌｔｉｎｇ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、
－ 指向性エネルギー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＥＤ）、
－ 直接金属堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＭＤ）、
－ 直接レーザー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌａｓｅｒ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＬＤ）、
－ レーザー堆積技術（Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ）、
－ レーザー操作型ネットシェイピング（Ｌａｓｅｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｉｎｇ）、
－ レーザークラッディング技術（Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ）、
－ レーザーフリーフォーム製造技術（Ｌａｓｅｒ Ｆｒｅｅｆｏｒｍ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙまたはＬＦＭＴ）、
－ レーザー金属堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＬＭＤ）、
－ コールドスプレーコンソリデーション（Ｃｏｌｄ Ｓｐｒａｙ ＣｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎまたはＣＳＣ）、
－ 摩擦による付加製造（Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ＳｔｉｒまたはＡＦＳ）、
－ 通電焼結法（Ｆｉｅｌｄ Ａｓｓｉｓｔｅｄ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＦＡＳＴ）または放電プラズマ焼結（ｓｐａｒｋ ｐｌａｓｍａ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、または
－ 慣性回転摩擦溶接（Ｉｎｅｒｔｉａ Ｒｏｔａｒｙ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ＷｅｌｄｉｎｇまたはＩＲＦＷ）。
－ 選択的レーザー焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＬＳ）、
－ 直接金属レーザー焼結（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ Ｌａｓｅｒ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＤＭＬＳ）、
－ 選択的加熱焼結（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｈｅａｔ ＳｉｎｔｅｒｉｎｇまたはＳＨＳ）、
－ 電子ビーム溶融（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂｅａｍ ＭｅｌｔｉｎｇまたはＥＢＭ）、
－ レーザー溶融堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｌｔｉｎｇ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、
－ 指向性エネルギー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｅｎｅｒｇｙ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＥＤ）、
－ 直接金属堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＭＤ）、
－ 直接レーザー堆積（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌａｓｅｒ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＤＬＤ）、
－ レーザー堆積技術（Ｌａｓｅｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ）、
－ レーザー操作型ネットシェイピング（Ｌａｓｅｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｉｎｇ）、
－ レーザークラッディング技術（Ｌａｓｅｒ Ｃｌａｄｄｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ）、
－ レーザーフリーフォーム製造技術（Ｌａｓｅｒ Ｆｒｅｅｆｏｒｍ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙまたはＬＦＭＴ）、
－ レーザー金属堆積（Ｌａｓｅｒ Ｍｅｔａｌ ＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎまたはＬＭＤ）、
－ コールドスプレーコンソリデーション（Ｃｏｌｄ Ｓｐｒａｙ ＣｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎまたはＣＳＣ）、
－ 摩擦による付加製造（Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ＳｔｉｒまたはＡＦＳ）、
－ 通電焼結法（Ｆｉｅｌｄ Ａｓｓｉｓｔｅｄ Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＦＡＳＴ）または放電プラズマ焼結（ｓｐａｒｋ ｐｌａｓｍａ ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）、または
－ 慣性回転摩擦溶接（Ｉｎｅｒｔｉａ Ｒｏｔａｒｙ Ｆｒｉｃｔｉｏｎ ＷｅｌｄｉｎｇまたはＩＲＦＷ）。
本発明による解決案は、特に粉末の低硬度のために、とりわけコールドスプレーコンソリデーション（いわゆる「ｃｏｌｄ ｓｐｒａｙ」）法に適合されており、このことにより堆積が容易になる。部品を次に、硬化の焼きなまし（後熱処理）によって硬化することができる。
本発明による解決案は、電気分野、電子分野、および熱交換器の分野における適用にとりわけ適合されている。
１０ 台座
１１ エネルギー源
１２ レーザービーム
１５ 溶加材
２０ 層
３１ エネルギー源
３２ アーク
３３ 溶接ロボット
３５ フィラーワイヤー
１１ エネルギー源
１２ レーザービーム
１５ 溶加材
２０ 層
３１ エネルギー源
３２ アーク
３３ 溶接ロボット
３５ フィラーワイヤー
Claims (16)
- 互いに重ね合わされた連続的な金属層（２０１・・・２０ｎ）の形成を含む、部品（２０）の製造方法であって、各層が、溶加材（１５、２５）の堆積によって形成され、前記溶加材が、エネルギー供給を受けて溶融しそれから凝固することによって前記層となり、該方法が、溶加材（１５、２５）が以下の合金元素（重量％）、
－ Ｚｒが、０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅが、０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によっては、Ｓｉが、０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によっては、Ｃｕが、０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によっては、Ｍｇが、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 他の合金元素が、各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満、
－ 不純物が、各々０．０５％未満で合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金であることを特徴とする製造方法。 - 他の合金元素が、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｈｆ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｌａ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｙ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｐ、Ｂおよび／またはミッシュメタルの中で選択される、請求項１に記載の方法。
- 他の合金元素のそれぞれの質量分率が、３００ｐｐｍ未満、さらには２００ｐｐｍ未満、さらには１００ｐｐｍ未満である、請求項１または２に記載の方法。
- － Ｚｒが、０．５％～２．５％、
－ Ｆｅが、１％以上、
である、請求項１から３のいずれか一つに記載の方法。 - － Ｚｒが、０．５％～２．５％、
－ Ｆｅが、１％未満、
である、請求項１から３のいずれか一つに記載の方法。 - 層（２０１．．．２０ｎ）の形成後すなわち最終部品の形成後に、熱処理の適用を含む、請求項１から５のいずれか一つに記載の方法。
- 熱処理が、焼き戻しまたは焼きなましである、請求項６に記載の方法。
- 熱処理が、
－ ４００℃を超える温度で行われ、その場合、熱処理の継続時間が、０．１ｈ～１０ｈに含まれ、
－ または３００℃～４００℃に含まれる温度で行われ、その場合、熱処理の継続時間が、０．５ｈ～１００ｈに含まれる、
請求項６または７に記載の方法。 - 熱処理が、最適な熱伝導率または電気伝導率を得るように、３５０℃以上さらには４００℃以上の温度で、または９０～２００ｈの継続時間で行われる、請求項６または７に記載の方法。
- 層の形成後すなわち最終部品の形成後、または熱処理後に、焼入れを含まない、請求項１から９のいずれか一つに記載の方法。
- 前記方法が、３５０℃まで至る温度で実現される、請求項１から１０のいずれか一つに記載の方法。
- 溶加材が粉末（１５）の形態をなし、光ビーム（１２）や荷電粒子ビームへのその曝露が、局所溶融とそれに続く凝固を生じさせて固体層（２０１・・・２０ｎ）を形成する、請求項１から１１のいずれか一つに記載の方法。
- 溶加材がフィラーワイヤー（２５）に由来し、熱源（２２）へのその曝露が、局所溶融とそれに続く凝固を生じさせて固体層（２０１・・・２０ｎ）を形成する、請求項１から１１のいずれか一つに記載の方法。
- 請求項１から１３のいずれか一つの対象になる方法によって得られる金属部品。
- 付加製造法のフィラー材として利用されることを目的とした、粉末であって、該粉末が以下の合金元素（重量％）、
－ Ｚｒが、０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、より好ましくは１～２．５％、さらにより好ましくは１．３～２．５％、または第二の変形例によると好ましくは０．５～２％、より好ましくは０．６～１．８％、より好ましくは０．６～１．６％、より好ましくは０．７～１．５％、より好ましくは０．８～１．５％、より好ましくは０．９～１．５％、さらにより好ましくは１～１．４％、
－ Ｆｅが、０％～３％、好ましくは０．５％～２．５％、第一の変形例によると好ましくは０．８～２．５％、好ましくは０．８～２％、より好ましくは０．８～１．２％、または第二の変形例によると好ましくは１．５～２．５％、好ましくは１．６～２．４％、より好ましくは１．７～２．３％、
－ 場合によっては、Ｓｉが、０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、
－ 場合によっては、Ｃｕが、０．５％以下、好ましくは０．０５～０．５％、好ましくは０．１～０．４％、
－ 場合によっては、Ｍｇが、０．２％以下、好ましくは０．１％以下、好ましくは０．０５％未満、
－ 他の合金元素が、各々０．１％未満でかつ合計０．５％未満、
－ 不純物が、各々０．０５％未満でかつ合計０．１５％未満、
残りはアルミニウム、
を含むアルミニウム合金から成ることを特徴とする粉末。 - コールドスプレーコンソリデーション（ＣＳＣ）、レーザー金属堆積（ＬＭＤ）、摩擦による付加製造（ＡＦＳ）、通電焼結法（ＦＡＳＴ）、または慣性回転摩擦溶接（ＩＲＦＷ）の中で選択される製造法、好ましくはコールドスプレーコンソリデーション（ＣＳＣ）における、請求項１５に記載の粉末の利用。
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