ES3005983T3

ES3005983T3 - New powder, method for additive manufacturing of components made from the new powder and article made therefrom

Info

Publication number: ES3005983T3
Application number: ES21823578T
Authority: ES
Inventors: Frisk Karin; Sven Bengtsson; Lars Nyborg; Mehta Bharat
Original assignee: Hoganas AB
Current assignee: Hoganas AB
Priority date: 2020-12-10
Filing date: 2021-12-06
Publication date: 2025-03-17
Anticipated expiration: 2041-12-06
Also published as: EP4259363A1; JP2024502230A; MX2023006924A; CN116917066A; EP4259363B1; WO2022122670A1; KR20230131181A; CA3204865A1; EP4259363C0; US20240043965A1; TW202229574A

Abstract

La presente invención proporciona un polvo a base de Al apto para la fabricación aditiva. En una realización, el polvo contiene entre un 3 % y un 5,5 % en peso de Mn, entre un 0,2 % y un 2 % en peso de Zr, entre un 0,1 % y un 1,4 % en peso de Cr, entre un 0 % y un 2 % en peso de Mg, un máximo del 0,7 % de Fe y Si en total, un máximo del 0,7 % en peso de O como impureza inevitable y un máximo del 0,5 % de otras impurezas inevitables, equilibrado con Al. La presente invención también se refiere a un método de fabricación aditiva, así como a un artículo producido mediante fabricación aditiva. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN

Nuevo polvo, procedimiento para manufactura aditiva de componentes fabricados a partir del nuevo polvo y artículo fabricado a partir del mismo

Campo técnico

La presente invención se refiere a una nueva aleación de aluminio adecuada para ser utilizada en la Manufactura Aditiva (AM) de componentes fabricados a partir de la aleación.

Antecedente

La manufactura aditiva basada en metales tiene aplicaciones en muchas industrias, incluyendo las industrias aeroespacial y la automotriz.

Las aleaciones de aluminio son útiles en una variedad de aplicaciones. Los productos de aleación de aluminio generalmente se producen mediante procesos de fundición en molde o forjado. La fundición en molde generalmente implica verter una aleación de aluminio fundido hasta su forma final, ya sea a través de un troquel de alta presión, un molde permanente, arena verde y seca, fundición a la cera perdida o fundición de yeso. Los productos forjados generalmente se producen vertiendo una aleación de aluminio fundido hasta lingotes o palanquillas. El lingote o palanquilla generalmente se trabaja en caliente, a veces en frío, para producir su forma final.

Las aleaciones de aluminio se pueden dividir en varios sistemas dependiendo del contenido de aleación y el proceso previsto. La mayoría de las aleaciones de fundición a base de Al contienen 9-12% de Si, un elemento que forma un eutéctico en aproximadamente 12% de Si con excelentes propiedades de fundición. Otros elementos que pueden utilizarse en las aleaciones de fundición son Mg y Cu, las Adiciones de estos elementos mantienen las buenas propiedades de fundición combinadas con el fortalecimiento por solución sólida y precipitación de compuestos intermetálicos. Ejemplos típicos son Al-7Si-0.7Mg y Al9Si-3Cu.

Para alcanzar mayor fortaleza es necesario utilizar otros elementos de aleación y reducir el contenido de Si. Las aleaciones de aluminio forjado con mayor fortaleza se denominan aleaciones de las series 2000-, 6000- y 7000-. Las Tablas 1 y 2 muestran las composiciones químicas y las propiedades mecánicas de las aleaciones de aluminio comunes.

Tabla 1.

Aleaciones de Al-Cu (serie 2000)

En este grupo de aleaciones el Mg es una adición secundaria. Otros elementos son Mn, Cr y Zr. La principal contribución a la fortaleza proviene del endurecimiento por solución y el endurecimiento por precipitación por fases intermetálicas, por ejemplo, Al<20>Cu<2>Mn<3>, Al<18>Mg<3>Cr<2>o AlZr<3>. Para conseguir este endurecimiento se realiza un tratamiento térmico de solución, seguido de un tratamiento de envejecimiento. El hierro y el silicio se consideran impurezas, dado que forman compuestos intermetálicos perjudiciales. Se puede añadir titanio para controlar la estructura del grano durante la fundición del lingote. Las propiedades de corrosión de este grupo de aleaciones son menos favorables en comparación con otros tipos de aleaciones de Al. Las partes fabricadas con estas aleaciones tienen una alta relación fortaleza a peso y pueden utilizarse hasta a 150°C. Las aleaciones generalmente no son soldables, pero tienen buena maquinabilidad.

Aleaciones de Al-Mg-Si (serie 6000)

Este grupo de aleaciones es el caballo de batalla de las aleaciones de Al de alta fortaleza. La adición de Mg y Si se realiza generalmente en la proporción de Mg<2>Si que es el precipitado mayoritario. Las aleaciones requieren un tratamiento de disolución y envejecimiento, pero no alcanzarán los niveles de fortaleza de las aleaciones de las series 2000 y 7000. Sin embargo, son soldables y pueden ser bien formadas, extrudidas, maquinadas y exhiben buena fortaleza frente a la corrosión.

Aleaciones de Al-Zn (serie 7000)

Este grupo de aleaciones tiene Zn como elemento principal de aleación con adiciones de Mg, Cu y Cr. Estos elementos forman fases intermetálicas que se utilizan en un tratamiento de disolución y envejecimiento hasta fortalezas muy elevadas. La resistencia al grietas por corrosión bajo tensión se reduce y estos materiales se utilizan frecuentemente en condiciones de envejecimiento excesivo para alcanzar la mejor combinación de fortaleza, tenacidad frente a la fractura y resistencia a la corrosión.

Las propiedades mecánicas de los diferentes grupos de aleaciones se resumen en la Tabla 2.

Tabla 2.

La corrosión es una propiedad del sistema porque depende tanto del material como del ambiente en el que actúa. Sin embargo, es posible hacer algunas predicciones generales sobre el comportamiento de las aleaciones. El aluminio generalmente forma una capa de óxido pasivo que minimiza la tasa general de corrosión. Si la capa se rompe, por ejemplo, por variaciones locales en la composición en forma de precipitados o interfaz entre metales diferentes, puede surgir corrosión en forma de corrosión por grietas, corrosión por picaduras o corrosión galvánica. Todos estos son procesos que pueden ser muy rápidos y dar lugar a fallos graves. Las aleaciones de aluminio, donde los elementos de aleación están en solución en la matriz fcc generalmente exhiben una fuerte resistencia a todas las formas de corrosión localizadas, mientras que las aleaciones con precipitados que contienen Cu o Zn tienen un desempeño deficiente a este respecto.

En el proceso (LPBF) de fusión de lecho de polvo por láser, un rayo láser escanea un lecho de polvo, fundiendo |así las partículas de polvo en un patrón predeterminado, después de lo cual se aplica una nueva capa de polvo y se repite el proceso. Para producir partes completamente densas, es necesario fundir no sólo las partículas de polvo de la nueva capa, sino también algunas de las capas formadas previamente. De esta manera se asegura la fusión completa entre las capas y se puede retirar cualquier defecto, como la porosidad. El láser escanea muy rápido (200-7000 mm/s) y el punto láser es pequeño (40-100 pm); lo que significa que el pozo de fusión formado es muy pequeño y el tiempo que el material está en estado líquido es muy corto (~0,2 mseg). Estos límites de manufactura tienen como objetivo asegurar que cualquier segregación de elementos de aleación durante la solidificación será mínima debido a los cortos tiempos de interacción disponibles.

Sin embargo, la naturaleza direccional del proceso causa que tanto la estructura de los granos como de los subgranos sean direccionales hacia la fuente de calor. La morfología del subgrano es dendrítica o celular. La estructura es típicamente de granos columnares grandes con una estructura celular muy fina en la dirección de construcción. La mayor parte del calor extraído de la parte construida se escapa a través de la parte hacia la placa de construcción que actúa como disipador de calor, reforzando así la naturaleza direccional del proceso de solidificación.

Las aleaciones tradicionales divulgadas anteriormente no siempre son adecuadas para el proceso por LPBF. Generalmente, solo las aleaciones de fundición se pueden adoptar para LPBF sin problemas. La A360.0 es una aleación que se imprime muy bien con pocos defectos y una ventana de proceso razonable adecuada para un proceso industrial. Sin embargo, este material sólo ofrece una fortaleza limitada.

Las aleaciones que alcanzan suficiente fortaleza utilizando los procesos de manufactura tradicionales son mucho más difíciles de procesar sin defectos graves utilizando el proceso por LPBF. En particular, el comportamiento de solidificación es desfavorable, dando lugar a grietas durante la solidificación.

Varios inventores han abordado parcialmente estas cuestiones:

El documento EP0105595A2 (Alcan) divulga aleaciones de aluminio que consisten en: Cr 1.5 - 7.0% en peso, Zr 0.5 - 2.5% en peso, Mn 0.25 - 4.0% en peso, siendo el balance aluminio e impurezas normales.

En otra realización los intervalos de composición son: Cr 3.0 - 5.5% en peso, Zr 1.0 - 2.0% en peso, Mn 0.8 -2.0% en peso, el resto Al e impurezas normales.

Los inventores también divulgan un procedimiento para producir polvo solidificando rápidamente la aleación fundida, a una tasa de enfriamiento de al menos 1000°C/seg y lo suficientemente rápido para producir una partícula blanda en la que la mayor parte de las adiciones de aleación se retienen en solución sólida.

Las partículas así formadas se consolidan a una temperatura de 300-500°C para conseguir el endurecimiento por envejecimiento. En un ejemplo, se produce polvo de aleación A (Cr 5.25, Zr 1.75, Mn 1.75, resto es Al) mediante atomización con gas, seguida de laminado de láminas a 350°C, lo que produce una microestructura mixta con zonas sin precipitados visibles y zonas con precipitados. La fortaleza a la tracción del material es de 588 MPa, el límite elástico es de 530 MPa y el alargamiento hasta la fractura es del 6 %.

En el documento CN 11659889 A se divulgan aleaciones de aluminio-manganeso de alta fortaleza que tienen una composición de acuerdo con: Mn: 1.00% en peso -10.00% en peso, Mg: 0.01% en peso - 3.00% en peso, Si: 0.01% en peso -2.00% en peso, Zr: 0.01% en peso -3.50% en peso, Fe: 0.01% en peso -1.50% en peso, siendo el resto Al.

El documento WO2020/139427 (HRL Laboratories) divulga aleaciones de aluminio de alta temperatura manufacturadas de forma aditiva y materias primas para fabricarlas. Las materias primas divulgadas consisten en una mezcla de polvo que comprende de 80 a 99% en peso de un polvo base que contiene aluminio mezclado con 1 a 20% en peso de un polvo de aleación que tiene un tamaño de partícula menor que el polvo base que contiene aluminio. En ciertas realizaciones, la materia prima contiene elementos de aleación adicionales.

En un ejemplo, se divulga un polvo base atomizado con gas que contiene los siguientes elementos en % en peso: Al 92,6, Cu 6.7, Mn 0.35, Ti 0.24. Teniendo el polvo base una distribución de tamaño de partícula adecuada para la fusión selectiva por láser; D10 = 15 micrómetros, D50 = 27 micrómetros y D90 = 44 micrómetros. Mezclándose el polvo base con polvo de zirconio con un tamaño de partícula promedio de 0.5 1.5 micrómetros con un contenido de 2% en peso.

El documento WO2018/009359A1(NanoAl) divulga una familia de aleaciones de aluminio con alta fortaleza y ductilidad, excelente resistencia a la corrosión y soldabilidad.

Se divulga aleación de aluminio que comprende aproximadamente 1-10% en peso de Mg, 0.45-3% en peso de Zr y un resto de Al. Estando la aleación completamente libre de escandio, erbio, tulio, iterbio o lutecio añadidos intencionalmente.

En otra realización se divulga una aleación de aluminio que comprende Mg y al menos un elemento de los elementos del grupo 4 Ti, Zr y Hf, elementos del grupo 5B V, Nb, Ta, elementos del grupo 6B Cr, Mo y W, el resto Al. Estando la aleación completamente libre de escandio, erbio, tulio, iterbio o lutecio añadidos intencionalmente, en donde la aleación comprende precipitados de metales de transición-aluminio a escala nanométrica en la matriz de aluminio, que tienen un diámetro promedio que varía de aproximadamente 3 nm a aproximadamente 50 nm y en donde los metales de transición se seleccionan del grupo de Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo y W. La aleación Scalm / aleaciones Al-Mg-Sc se han desarrollado recientemente para el proceso de fusión de lecho de polvo por láser.

Los documentos EP3165620A1 y EP3181711A1 (Airbus Defence and Space GmbH) enseñan que se pueden lograr altas fortaleza, alargamiento y dureza mediante el procesamiento de fusión de lecho de polvo por láser. Las partes producidas están libres de defectos y presentan una alta resistencia a la corrosión. Las invenciones se basan en el uso del escandio, un elemento de tierras raras caro y escaso.

La manufactura aditiva (AM) de objetos formados a partir de aleaciones de aluminio en polvo está hoy limitada por la falta de polvos de aleación adecuados para producir objetos de alta fortaleza. La mayoría de las composiciones de aleación de Al de alta fortaleza disponibles se ha desarrollado para fundición y se ha utilizado en forma de polvos para AM, por ejemplo, mediante fusión de lecho de polvo por láser, el objeto formado es propenso a grietas. Se supone que algunas aleaciones de aluminio recientemente desarrolladas que se utilizan para la fusión de lecho de polvo por láser permiten la producción de objetos sin grietas.

Por lo tanto, existe una necesidad de aleaciones de polvo de aluminio que puedan manufacturarse a partir de una masa fundida homogénea, por ejemplo, mediante atomización, sin formar precipitados excesivos que alteren el proceso de manufactura. Además, dichos polvos serán adecuados para formar objetos libres de grietas, que tengan alta fortaleza tal como se imprimen y después del tratamiento térmico, a través de un proceso A<m>tal como LPBF.

Un objeto de la presente invención es proporcionar un polvo de aluminio adecuado para la manufactura aditiva de artículos libres de grietas, especialmente adecuado para ser utilizado para la fusión de lecho de polvo por láser, LPBF. La composición de la aleación se podrá producir como un polvo completamente prealeado, evitando así la segregación de partículas y una composición de polvo no uniforme y estando libre de elementos de tierras raras de aleación y cobre costosos. En particular, las aleaciones de la invención deberán estar completamente libres de metales de tierras raras añadidos intencionalmente, tales como escandio, erbio, tulio, iterbio o lutecio, y libres de Cu añadido intencionalmente. Este objeto se cumple en un primer aspecto de la invención.

Otro objeto de la presente invención es proporcionar un artículo producido a partir del polvo, estando el artículo libre de grietas y teniendo alta fortaleza, tanto en estado como fue impreso como después del tratamiento térmico. Este objeto se cumple en un segundo aspecto de la invención.

Todavía otro objeto de la presente invención es proporcionar un procedimiento para la manufactura aditiva de artículos producidos a partir del polvo. El procedimiento proporcionado es robusto y tiene una denominada ventana de proceso amplia, es decir, variaciones de los parámetros del proceso que no afectan las propiedades de los objetos impresos. Este objeto se cumple en un tercer aspecto de la invención.

Además, como el cromo es un contaminante ambiental, no es deseable utilizar niveles elevados de cromo en general ni en productos de consumo en particular. Por consiguiente, un aspecto de la presente invención es proporcionar aleaciones de Al bajas en cromo que tengan las características deseadas anteriormente o que proporcionen, cuando se utilicen, las características deseadas anteriormente.

Los objetos mencionados anteriormente se cumplen mediante aspectos y realizaciones de los mismos, presentados en el conjunto de reivindicaciones adjunto. Los aspectos de la invención se resumen bajo el título resumen de la invención a continuación.

Resumen de la invención

La invención está definida por las reivindicaciones independientes. En las reivindicaciones dependientes se definen realizaciones ventajosas.

En un primer aspecto y realización de la invención, se detalla en este documento un polvo a base de Al prealeado adecuado para manufactura aditiva, que consiste en peso de polvo a base de Al prealeado total en: 3 a 5.5% en peso de Mn,

0.2 a 2% en peso de Zr,

0.2 a 1.4% en peso de Cr,

0 a 2% en peso de Mg,

como máximo 0.7% en peso de Fe y Si en total,

como máximo 0.7% en peso de O como impureza inevitable y, como máximo 0.5% en peso de otras impurezas inevitables,

balanceado con Al.

En una realización de la misma, un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con la reivindicación 1, en donde el contenido de Zr es de 0.3 a 1.8% en peso.

En una realización de la misma, un polvo a base de Al prealeado, en donde el contenido de Cr es de 0.3 a 1.4 % en peso. En una realización de la misma, un polvo a base de Al prealeado, en donde el contenido total de Fe y Si es como máximo 0.2% en peso.

En una realización de la misma, un polvo a base de Al prealeado, en donde el polvo a base de Al prealeado está libre de Mg añadido intencionalmente.

El polvo a base de Al prealeado tiene un índice S de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación de acuerdo con la ecuación (1) por debajo de 20°C.

En una realización de la misma, un polvo a base de Al prealeado que tiene un intervalo de tamaño de partícula de 10-53 |jm medido por difracción láser de acuerdo con ISO 13320-1 1999, con menos del 10% de las partículas estando fuera del intervalo de tamaño de partícula especificado.

En un segundo aspecto de la invención, en el presente documento se detalla un procedimiento para producir un artículo mediante manufactura aditiva, que comprende los siguientes pasos:

- proporcionar un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las realizaciones del primer aspecto;

- depositar una capa del polvo a base de Al prealeado, formando un lecho de polvo;

- calentar dicho polvo a base de Al prealeado de acuerdo con un patrón predeterminado mediante láser o haz de electrones para fundir o derretir las partículas que se van a unir;

- enfriar las partículas fundidas o derretidas;

- repetir los pasos de deposición, calentamiento y enfriamiento, hasta que se forme un artículo manufacturado de forma aditiva;

- recuperar el artículo producido.

En una realización de la misma, el artículo producido se somete posteriormente a un tratamiento térmico, en donde el tratamiento térmico comprende calentar el artículo producido, a una temperatura de 150-450°C durante un período de tiempo de al menos 0.5 hora en una atmósfera de aire.

En un tercer aspecto de la invención se detalla un artículo formado mediante un proceso de fusión por derretimiento de un polvo de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las realizaciones del primer aspecto. En una realización de la misma, el artículo se forma mediante un proceso de fusión térmica de un polvo de Al prealeado, en donde el proceso de fusión por derretimiento es de acuerdo con cualquiera de las realizaciones del segundo aspecto.

Breve descripción de los dibujos

Figura 1.

Simulación de solidificación de acuerdo con el procedimiento de Scheil-Gulliver. Las líneas muestran la temperatura a la que el líquido restante (Solidus) está en equilibrio con el sólido, en función de la fracción de masa del sólido formado.

Figura 2.

Diagrama de ventana de proceso para la aleación D. La densidad relativa se muestra como un diagrama de contorno con la potencia (W) del láser y la velocidad (mm/s) del Láser, en las ordenadas y abscisas respectivamente. La distancia entre líneas de escaneo es de 100 jm . La ventana de proceso es la región donde la densidad relativa es superior al 98.5%.

Figura 3.

Dureza como una función del tratamiento térmico. El tratamiento de envejecimiento se realizó a 410°C en aire. En la abscisa se muestra el tiempo a la temperatura.

Figura 4:

Investigación de la susceptibilidad al agrietamiento por Fe y Si en combinación en las aleaciones de la invención.

Figura 5:

(a) Tamaño de partícula (jm ) vs % en volumen, y

(b) Tamaño de partícula (jm ) vs % acumulado en volumen.

Figura 6:

Diseño de cubo DOE que muestra los tres planos y la muesca a lo largo del plano frontal para marcar la dirección del flujo de gas (plano frontal: XZ; plano superior: XY; plano derecho: YZ; junto con la dirección de construcción y la dirección del flujo de gas)

Figura 7:

Diseño de experimento (DOE1) que muestra los diferentes parámetros de procesamiento y el número de muestras por parámetro. El espesor de la capa y la potencia del láser se mantuvieron constantes.

Figura 8:

Diseño del experimento 6.1 resultado que muestra gráficos de superficie para la densidad relativa de todas las cuatro aleaciones. a) Aleación A b) Aleación B c) Aleación C d) Aleación D.

Figura 9:

Gráficos de superficie que muestran a) Diseño del experimento 6.2, b) Diseño del experimento 6.3, c)/d) Diseño del experimento (1,2,3) que muestra la velocidad del láser vs la distancia entre líneas de escaneo y la velocidad del láser vs la potencia del láser, respectivamente para la Aleación D.

Figura 10:

a) Gráficos de rayo X para toda las cuatro aleaciones en la condición como fueron impresas.

b) Gráfico para la aleación D en la condición como fue impresa con recuadro que muestra el área entre 20=37°-47° mostrando las fases menores formadas en las cuatro aleaciones. Se sospecha que son precipitados a base de Al-Mn. A= picos de Al puro y ♦ = picos de precipitado de Al-Mn.

Figura 11:

a) Efecto Teórico sobre los parámetros de red para Mn, Cr y Zr. Tenga en cuenta que las líneas de puntos representan la corrección de intersección asumiendo Al puro= 4.0478 A en lugar de Al = 4.016 A

b) Valores de los parámetros de red basados en patrones de difracción de rayo X para todas las cuatro aleaciones en condiciones como fueron impresas. Se alcanzaron valores razonables con una precisión de 0.01 A.

Figura 12:

a) Imagen de microscopía óptica 20X del polvo de Aleación C como fue atomizado, grabado con reactivo de Keller.

b) Imagen de microscopía óptica 50x del polvo de Aleación C como fue atomizado, grabado con reactivo de Keller.

Figura 13:

a) Vistas del plano (XY) superior, b) del plano (YZ) derecho y c) del plano (XZ) frontal para un cubo de aleación D en estado como fue impreso con una densidad relativa de -99.6%.

Figura 14:

Dos tipos de defectos típicos observados después de la impresión de aleaciones de Al (ilustrados para la aleación D); a) Muestra los defectos de ojo de cerradura con baja magnificación (a) y vista de cerca (b); falta de defectos de fusión con baja magnificación y vista de cerca (d).

Figura 15:

Imagen SEM de polvo como fue atomizado de Aleación C que muestra la estructura (a) dendrítica; imagen (b) magnificada con partículas nanométricas dentro de las regiones dendríticas (marcadas con flechas amarillas). Las partículas marcadas con una flecha roja son sílice sobrante del pulido con OP-U.

Figura 16:

Imagen SEM de la Aleación D (como fue impresa) a lo largo de a) el plano frontal con la dirección de construcción de abajo a arriba y los pozos de fusión marcados en rojo b) el plano superior con la dirección de construcción hacia adentro de la imagen.

Figura 17:

Imágenes SEM que muestran los precipitados del límite del pozo de fusión en alta resolución. Se identificaron dos categorías de precipitados: grandes (200-300 nm, flechas azules) y pequeños (<100 nm, flechas amarillas). Los precipitados de gran tamaño se muestran con gran magnificación en el recuadro en b).

Figura 18:

Imagen SEM de la Aleación D que muestra a) el límite del pozo de fusión con refinamiento de grano en la región del límite del pozo de fusión y b) la región magnificada que muestra las partículas del límite del grano y del sublímite del grano.

Figura 19:

Composición química de tres categorías de precipitados que contienen Mn representadas mediante análisis EDS; que involucran precipitados en el sublímite de subgrano, así como precipitados pequeños y grandes en precipitados del límite del pozo de fusión. Los precipitados del sublímite del subgrano se ilustran en la Figura 18 y los precipitados del límite del pozo de fusión se visualizan en la Figura 17.

Figura 20:

Imagen SEM de la aleación D que muestra dos categorías de pozos de fusión a) Pozos de fusión normales con granos columnares largos epitaxiales a la dirección de construcción b) Pozos de fusión con granos refinados (el refinamiento del grano se muestra en la imagen del recuadro).

Figura 21:

a) Imagen SEM en modo SE2 que muestra la Aleación D en la sección del plano superior a 20kX con estructuras dendríticas de Zr.

b) Imagen SEM en modo BSE que muestra la Aleación C en la sección del plano superior a 2.5kX con estructuras facetadas de Zr.

Descripción detallada

Para optimizar una aleación para procedimientos por ordenador de procesos de solidificación rápida, la Ingeniería de Materiales por Ordenador Integrada, ICME, es poderosa.

Se pueden calcular los efectos de diferentes elementos de aleación en el comportamiento de solidificación y en los procesos de precipitación en aleaciones, y se pueden obtener buenas predicciones de propiedades para nuevos sistemas de aleación.

El procedimiento se basa en una comprensión profunda de la relación entre las relaciones de fases y las propiedades para el material y proceso focalizados de manera específica. Se necesita una combinación de cálculos con estudios experimentales seleccionados.

La ventaja de un proceso de desarrollo ICME es que es posible realizar investigaciones de áreas previamente desconocidas del espacio de composición para una clase de materiales. Este procedimiento se utilizó para la presente invención para mostrar por qué la composición de la aleación es radicalmente diferente de las aleaciones disponibles, respecto a cómo se han utilizado los elementos de aleación para lograr componentes de alta fortaleza.

Los elementos de aleación se seleccionaron sobre la base del efecto potencial de fortalecimiento de la solución sólida, como describe a través de cálculos de primer principio.

Esto luego se combinó con el conocimiento previo de la extensión de las solubilidades en sólido en aleaciones basadas en Al, para estimar cuánto soluto se podría esperar que se disolvieran y cuál podría ser la fortaleza de estas aleaciones como fueron impresas.

La cantidad de sobresaturación en solución sólida está respaldada por cálculos de no equilibrio y evaluación de la resistencia a la formación de núcleo/engrosamiento de las partículas de la segunda fase, basada en difusividades y enfriamiento rápido durante el procesamiento por LPBF.

Se desarrollaron diagramas de fases tentativos (de binario a cuaternario) utilizando el software ThermoCalc (versión y base de datos) y se utilizó el posible subenfriamiento a través del procesamiento por LPBF como factor, para identificar qué tan alto es el porcentaje de soluto que se puede disolver, en comparación con el equilibrio.

El segundo criterio importante para el diseño de aleaciones fue elegir elementos de aleación basándose en cálculos de solidificación de Scheil y seleccionados por su susceptibilidad insignificante al agrietamiento por solidificación.

Esta aproximación creará una vía sencilla para evitar problemas innecesarios durante la impresión. Las curvas de Scheil se desarrollaron utilizando el software ThermoCalc utilizando las bases de datos TCAL7 y MOBAL5.

Inesperadamente, se encontró que no se forman fases de baja fusión cerca del final de la etapa de solidificación para las aleaciones de la invención, evitándose así el riesgo de grietas de solidificación. Esto se manifiesta mediante un excelente índice de agrietamiento por solidificación.

Además, anteriormente se esperaba que se formaran fases que contienen Cr durante la solidificación en la impresión, disminuyendo así el efecto de Cr de endurecimiento por solución, mediante la selección cuidadosa de elementos y contenidos de los mismos, sorprendentemente ha sido posible evitar la formación de dichos precipitados. De manera similar, los elementos de aleación Zr y Mn con contenidos de acuerdo con la presente invención no formarán precipitados perjudiciales durante la impresión, lo que permitirá el endurecimiento por envejecimiento.

El polvo a base de Al prealeado fue diseñado utilizando Ingeniería de Materiales por Ordenador Integrada (ICME) para procesos de manufactura aditiva donde la solidificación es rápida, es decir, más de 1000°C/s, y se suprime la formación de precipitaciones en el líquido.

Los elementos de aleación son responsables del fortalecimiento de la aleación y sólo serán eficientes en la microestructura rápidamente solidificada. En todas las realizaciones de la invención, las aleaciones tienen una trayectoria de solidificación estable hasta una fracción molar de sólido de 80%, con una caída de temperatura de solidificación de menos de 25°C, lo que permite la impresión por LPBF esencialmente sin formación de grietas (véase la Figura 4) a diferencia de las aleaciones de la técnica anterior existentes (véase la Figura 1) con excepción del A360.0. Además, las aleaciones más preferidas de la invención tienen una trayectoria de solidificación estable, es decir, se forma una única estructura en la solidificación y se pueden imprimir, por ejemplo, mediante LPBF sin grietas (véase la Figura 4).

El artículo como fue impreso se caracteriza por tener una estructura caracterizada por una microestructura celular/dendrítica, en donde la composición de fases de la microestructura es de fase fcc individual, que contiene menos del 5% en volumen de A^Mn, AhZr y otros precipitados.

El polvo de aleación de Al prealeado de acuerdo con la presente invención se puede utilizar en la manufactura aditiva de partes de aleación de Al. Las partes se pueden imprimir fácilmente con una amplia ventana de procesamiento. Las partes presentan una alta fortaleza y pueden tratarse térmicamente después del paso de manufactura aditiva, para mejorar aún más las propiedades.

De este modo, para obtener una fortaleza mejorada, el artículo tal como está impreso puede ser tratado térmicamente, es decir, endurecido por envejecimiento, a 150-450°C durante un período de tiempo de al menos 0.5 hora en una atmósfera de aire. De este modo se puede producir un artículo con una dureza de al menos 125 HV0.3 medida de acuerdo con ISO 6507-1 - 2018.

La microestructura del artículo se caracteriza por una microestructura celular/dendrítica en donde la composición de fases de la microestructura es de fase fcc individual, que contiene 2-15% en volumen de A^Mn y de AlsZr, y hasta 10% en volumen de otros precipitados

El sistema de aleación se basa en Al-Mn con adiciones de Cr y Zr. Los resultados de los experimentos y cálculos se presentan en particular en la Tabla 3, en donde para cada constituyente de las aleaciones de aluminio se indica con una "X" donde este constituyente contribuye a los efectos sinérgicos de la aleación, en combinación con los otros elementos de las aleaciones de aluminio de la presente invención.

En la Tabla 3 se destaca una región de composición de particular interés, en donde los elementos de las presentes aleaciones exhiben un efecto sinérgico óptimo sobre las presentes aleaciones. Sin embargo, aunque es menos preferido trabajar en regiones de concentración que rodean esta región óptima de interés, las aleaciones de dichas inclusiones de elemento menos que óptimas exhiben, no obstante, propiedades mejoradas respecto a otras aleaciones de la técnica anterior y, de acuerdo con ello, no están excluidas de la presente invención.

De acuerdo con la presente invención, en el presente documento se detalla a continuación:

Un polvo a base de Al prealeado adecuado para manufactura aditiva que consiste, en peso de polvo a base de Al prealeado total, en:

3 a 5,5% en peso de Mn,

0.2 a 2% en peso de Zr,

0.2 a 1.4% en peso de Cr,

0 a 2% en peso de Mg,

como máximo 0.7% en peso de Fe y Si en total,

balanceado con Al.

El oxígeno en general está presente de manera amplia en las aleaciones de aluminio como una impureza inevitable. Los presentes procedimientos de manufactura de los polvos prealeados de la invención proporcionan entre 0.35 y 0.55% en peso de oxígeno como impureza inevitable (véase la Tabla 9), pero dependiendo del tamaño del polvo, este valor variará. En los experimentos no se observaron efectos particulares ni perjudiciales del oxígeno en los intervalos indicados.

En general, es preferible asegurar que el nivel de otras impurezas inevitables sea lo más bajo técnicamente posible. Preferiblemente, la concentración de otras impurezas inevitables es inferior al 0.4% en peso, inferior al 0.3% en peso o incluso más preferible, inferior al 0.2% en peso o inferior al 0.1% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado.

De acuerdo con la invención, se proporcionaron los elementos Cr y Mn de aleación para causar un efecto de endurecimiento por solución, mientras el elemento Zr de aleación se proporcionó para contribuir al endurecimiento por precipitación, durante un tratamiento térmico posterior después del proceso de impresión. Sorprendentemente, como se ve en los experimentos y se destaca en la Tabla 3, se observaron efectos sinérgicos de los componentes añadidos en los intervalos de concentración reivindicados.

El contenido de Zr es de 0.20.1 a 2.0% en peso del polvo a base de Al prealeado. En los experimentos (véase la Tabla 3) se encontró que un contenido de Zr superior al 2% perturbará el proceso de atomización, y un contenido inferior al 0.2% en peso no participará en el efecto de endurecimiento por precipitación deseado después del tratamiento térmico del artículo.

De acuerdo con la invención, el contenido de zirconio no es inferior a 0.2% en peso del peso del polvo a base de Al, preferiblemente no inferior a 0.3% en peso, no inferior a 0.4% en peso, más preferiblemente no inferior a 0.5% en peso, o incluso más preferiblemente no inferior a 0.6% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado, y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

De acuerdo con la invención, el contenido de zirconio es inferior al 2% en peso del polvo a base de Al prealeado, preferiblemente inferior al 1.9% en peso, inferior al 1.8% en peso, inferior al 1.7% en peso, más preferiblemente inferior al 1.6% en peso, inferior al 1.5% en peso, inferior al 1.4% en peso, inferior al 1.3% en peso o inferior al 1.25% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

En realizaciones preferidas, el contenido de zirconio es de 0.2 a 1.9% en peso del peso, preferiblemente de 0.3 a 1.8% en peso, de 0.4 a 1.7% en peso, más preferiblemente de 0.5 a 1.6% en peso, de 0.5 a 1.5% en peso, pero lo más preferido de 0.6 a 1.4% en peso, de 0.7 a 1.3% en peso o de 0.8 a 1.1% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

De acuerdo con la invención, se consideró que la adición de Mn y Cr conducirá a una mayor fortaleza debido a la sustitución de átomos de Al por átomos de Mn y Cr. Si la matriz está sobresaturada de Mn y Cr, se forman precipitados en la matriz fcc de Al, lo que conducirá a una disminución del efecto de fortalecimiento por sustitución.

Sorprendentemente, (véase la Tabla 3) se encontró que para ciertas concentraciones de Cr y Mn, la presencia de Cr y Mn en las aleaciones de la invención conduce a una formación de grietas significativamente menor de lo esperado en artículos formados por impresión por LPBF. Con base en principios generales se consideró que este efecto sería más fuerte cuanto más Mn y Cr se añadieran, sin embargo y sorprendentemente, se encontró que el efecto alcanzaba un máximo de aproximadamente 0.7% en peso de Cr y desaparecía cuando el contenido de cromo superaba el 1.4% en peso en las aleaciones de la invención.

En experimentos posteriores se resolvió que la adición de contenidos de Cr superiores al 1.4% a las composiciones de la invención, conducirá a la formación de precipitados no deseados intermetálicos de AlxCry en la masa fundida a temperaturas superiores a 800°C.

Estos precipitados que se forman en la masa fundida serán demasiado grandes para contribuir al fortalecimiento de la aleación y retirarán Cr de la solución, lo que disminuye el fortalecimiento por sustitución. Además, la formación de fases intermetálicas a altas temperaturas causa problemas en la atomización, con obstrucción de la boquilla.

El contenido de Cr es de 0.2 a 1.4% en peso del polvo a base de Al prealeado. De acuerdo con la invención, el contenido de cromo no es inferior al 0.2% en peso del polvo a base de Al prealeado, preferiblemente no inferior al 0.3% en peso, no inferior al 0.4% en peso, más preferiblemente no inferior al 0.5% en peso, o incluso más preferiblemente no inferior al 0.6% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

De acuerdo con la invención, el contenido de cromo es inferior al 1.4% en peso del polvo a base de Al prealeado, preferiblemente inferior al 1.35% en peso, inferior al 1.30% en peso, inferior al 1.25% en peso, más preferiblemente inferior al 1.20% en peso, inferior al 1.15% en peso, inferior al 1.10% en peso, inferior al 1.05% en peso o inferior al 1.0% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

De acuerdo con la invención, el contenido de cromo es de 0.2 a 1.4% en peso del peso, preferiblemente de 0.3 a 1.35% en peso, de 0.4 a 1.30% en peso, más preferiblemente de 0.5 a 1.25% en peso, de 0.5 a 1.15% en peso, o de 0.6 a 1.4% en peso, de 0.7 a 1.3% en peso, o de 0.8 a 1.1% en peso del peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo a base de Al prealeado.

De este modo, el Cr está presente en una cantidad de 0.2-1.4% en peso, preferiblemente 0.3-1.4%, más preferiblemente 0.4-1.4%, pero incluso más preferiblemente 0.5-1.4% en peso del polvo a base de Al y en el artículo producido a partir del polvo. Por las mismas razones, el Mn está presente en una cantidad de 3 a 5.5% en peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo.

En general, se observó que dentro de esta región de concentración de Mn, las aleaciones de la invención respondían al contenido de Zr y Cr, pero no fuera. Se observó una cierta codependencia de Zr y Cr respecto a Mn, de modo que en realizaciones preferidas la concentración total de Mn+Zr+Cr será de 3.4 a 8.5% en peso del peso del polvo a base de Al y en los artículos producidos a partir del polvo.

En realizaciones preferidas de la misma, la concentración total de Mn+Zr+Cr será de 3.7 a 8.0% en peso, de 4 a 7.5% en peso, de 4.25 a 7.25% en peso o de 4.5 a 7% en peso del peso del polvo a base de Al y en los artículos producidos a partir del polvo.

Opcionalmente, el Mg puede estar presente hasta un 2% en peso del polvo a base de Al prealeado y en los artículos producidos a partir del polvo. El Mg contribuirá al fortalecimiento por solución. En una realización, el polvo a base de Al prealeado está libre de Mg añadido intencionalmente, que en la realización se considera así como otra impureza inevitable.

La presencia de demasiado Fe y/o Si conducirá a la formación de líquido de bajo punto de fusión en las etapas finales del proceso de solidificación, ya que este líquido puede quedar atrapado en los límites de los granos y así formar grietas en la contracción final durante la solidificación. Sorprendentemente se encontró (véase la Figura 4) que el fenómeno es independiente de las contribuciones individuales de Fe y Si, pero depende simplemente de la concentración total de estos dos elementos y que al limitar la cantidad total de Fe y Si, este fenómeno podría suprimirse.

De este modo, se ha mostrado que un rasgo importante es mantener los contenidos de Fe y Si en niveles bajos, como máximo 0.7% en peso del total de los elementos, preferiblemente como máximo 0.5 % en peso y, más preferiblemente, como máximo 0.2% en peso en total.

La cantidad de otras impurezas inevitables es como máximo 0.5% en peso, preferiblemente como máximo 0.3% en peso, del polvo a base de Al y en el artículo producido a partir del polvo.

El polvo a base de Al de acuerdo con la invención tiene un intervalo de fusión de como máximo 300°C, el intervalo de fusión se define como la diferencia entre la temperatura inicial de solidificación y la temperatura cuando todo el líquido ha solidificado.

Sin embargo, para evitar el agrietamiento en las etapas finales de solidificación, la caída de la temperatura de fusión cerca de la solidificación completa debe ser limitada, vea la Figura 1. Una forma práctica de evaluar la tendencia de la aleación a formar grietas durante la solidificación es utilizar el índice de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación.

El índice de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación se define de acuerdo con la ecuación (1) como:

Donde S es el índice de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación, T es la temperatura y fs es la fracción de masa del sólido.

El polvo a base de Al de acuerdo con la presente invención tiene un índice de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación inferior a 20 °C. El índice es una medida de cómo se solidifica la última masa fundida en el intervalo de 80 a 100% solidificada. El índice mide la pendiente del cambio de temperatura en este intervalo. El A360.0 tiene un índice de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación de 44°C y el Al 6160 tiene un índice de 257°C. Cuanto menor sea el índice, menos propensa es la aleación al agrietamiento por solidificación.

El polvo de aleación de Al se puede producir mediante cualquier proceso de solidificación rápida, como atomización con gas, pero también deposición por pulverización, hilado en fusión, extracción en fusión, etc. sin formar precipitados excesivos que de otro modo serían perjudiciales para el proceso de producción, ya que dichos precipitados tienden, por ejemplo, a bloquear una boquilla de atomización o perturbar de otro modo la corriente fundida.

El polvo con la composición deseada se produce preferiblemente fundiendo materiales con la composición deseada y realizando una atomización con gas inerte de la masa fundida para obtener un polvo atomizado prealeado. También es posible atomizar utilizando aire o agua como medio de atomización pero en relación con la presente invención, el uso de agua tendrá una influencia negativa en los polvos producidos, ya que el contenido de oxígeno será demasiado alto, y también la morfología de las partículas puede verse afectada, ya que los polvos atomizados con aire y agua tienden a tener una forma más irregular en comparación con los polvos formados por atomización con gas inerte.

Los elementos de aleación del polvo de la presente invención también se seleccionan para evitar la obstrucción de la boquilla de atomización durante la atomización. Este problema se ha evitado en algunas composiciones de polvos de la técnica anterior mediante el uso de una mezcla de diferentes polvos, ya sean polvos elementales puros o prealeados, para obtener la composición química deseada. El inconveniente de las mezclas es que los diferentes polvos pueden segregarse durante la manipulación y el procesamiento, dando lugar a falta de homogeneidad química de la parte impresa. Esto se evita en la presente invención ya que los polvos de aluminio de la presente invención son fáciles de prealear sin pérdida de composición.

Como es bien sabido en el campo de la impresión por LPBF, el tamaño y la morfología de las partículas de polvo utilizadas en la impresión son importantes para la capacidad de esparcir el polvo en una capa de polvo uniforme y homogénea. Se sabe que los cortes de tamiz de trabajo se encuentran en el intervalo de 5 a 150 |jm.

Un intervalo pequeño es favorable para el proceso de fusión y para la homogeneidad del lecho de polvo, dando como resultado un proceso de fusión más estable con menos defectos, como la porosidad. Los intervalos comunes de tamaño de partícula son 15-45 um o 20-53 jm , pero dependiendo del equipo LPBF utilizado y los requisitos de la aplicación, se puede utilizar cualquiera de los siguientes cortes de tamiz: 5-36, 10-45, 15-45, 20-53, 20-63, 45-90, 45-106, 53-106, 45-150, 53.150, 63-150, 75-150, 90-150, 106-150 jm . Un beneficio particular de los polvos actuales a base de Al es que pueden manufacturarse fácilmente en un intervalo de tamaño deseable para la impresión por LPBF.

Los intervalos de tamaño de partícula mencionados significan que como máximo el 2% en peso del polvo tiene un tamaño de partícula por encima del límite superior y como máximo el 2% en peso del polvo tiene un tamaño de partícula por debajo del límite inferior. Los tamaños de partícula se miden por difracción de láser de acuerdo con ISO 13320-1 1999.

La forma (morfología) del polvo también es importante para definir el comportamiento de esparcimiento. Una forma esférica da como resultado un flujo y una acción de esparcimiento más estables y el resultado son menos defectos, como porosidad y calidad de la superficie. Por lo tanto, se prefiere la atomización con gas cuando se produce el nuevo polvo a base de Al, ya que el polvo metálico producido por este procedimiento presenta una forma esférica.

El polvo a base de Al de acuerdo con la presente invención puede funcionar en varios procesos de manufactura aditiva, siempre que la tasa de solidificación sea suficiente. La AM por fusión de haz de electrones y la deposición directa con energía son procesos que cumplen estos requisitos, mientras el proceso se ejemplifica a continuación utilizando el proceso de fusión de lecho de polvo por láser.

Ejemplos

Ejemplo 1

Para diseñar la composición del polvo a base de Al se aplicó una estrategia ICME (Ingeniería de Materiales por Ordenador Integrada). Se utilizaron cálculos de tipo CALPHAD (CALculo de Diagramas de Fases) para optimizar la composición de la aleación de la nueva aleación.

Los cálculos de CALPHAD implican una descripción termodinámica completa de todas las fases posibles dentro del espacio de composición para aleaciones de Al. Utilizando esta base se realizan predicciones con buena precisión de las fases que se esperan y su composición. Los resultados son válidos para un estado de equilibrio.

En el material producido por LPBF, las microestructuras y las fases que están presentes con un resultado de una solidificación rápida. Los cálculos en equilibrio no son relevantes para la interpretación de estas microestructuras. Sin embargo, las relaciones termodinámicas en el espacio de composición y las relaciones de fases se pueden utilizar para evaluar la tendencia a la formación de fases, acoplando una descripción cinética de la formación de fases. Para ello se tuvieron en cuenta los procesos de difusión, formación de núcleo y crecimiento junto con la descripción termodinámica.

Utilizando cálculos tipo CALPHAD se predijo la trayectoria de solidificación, así como la tendencia a la segregación de elementos de aleación en las zonas de la última fusión. Tal segregación debería limitarse para una estructura de solidificación libre de grietas.

En un primer paso se determinó una composición tentativa, mediante cálculos para obtener una aleación con una trayectoria de solidificación estable, para evitar el agrietamiento en caliente.

Posteriormente se calculó el espacio de composición de las aleaciones y se determinó el límite máximo de los elementos de aleación. Los límites de composición se determinaron calculando las fases que se formarán en la solidificación rápida. Fuera de los límites marcados en la Tabla 3 se forman fases no deseadas que causan problemas con el proceso de atomización o dan lugar a propiedades mecánicas deterioradas.

Al acoplar los cálculos de los equilibrios de fases con una descripción cinética del sistema de aleación, se simuló la formación de núcleo, el crecimiento y el engrosamiento de las fases de endurecimiento secundario. Mediante este procedimiento se ajustaron las composiciones de la aleación, para optimizar la precipitación de fases de endurecimiento secundario durante el tratamiento térmico.

Los cálculos de CALPHAD se acoplaron con modelos que describen los diferentes mecanismos de fortalecimiento: fortalecimiento por solución, fortalecimiento por precipitación y fortalecimiento por refinamiento de grano.

Se encontró que el principal mecanismo de fortalecimiento de esta aleación era el fortalecimiento por solución. También se identificó que el endurecimiento por precipitación y el fortalecimiento por refinamiento del grano contribuyen a la fortaleza de la aleación. La combinación de estos mecanismos de fortalecimiento determina las propiedades de la nueva aleación.

La Tabla 3 a continuación muestra los resultados de los cálculos realizados para determinar los intervalos de aleación respecto a la formación de fases no deseadas. Para lograr el fortalecimiento por solución, se identificaron las mayores cantidades posibles de elementos de aleación sin formar fases no deseadas.

Las composiciones marcadas en la Tabla 3 con una "x" son aceptables respecto a la presencia de fases no deseadas y respecto al efecto de aleación, las composiciones sin ninguna "x" no son aceptables.

La formación de precipitados que contienen Cr en la masa fundida o en la fase sólida disminuirá la contribución del endurecimiento por solución, ya que retiran Cr de la solución. Los precipitados formados a altas temperaturas en la masa fundida son gruesos y no darán un efecto de endurecimiento por precipitación.

La formación de precipitados que contienen Mn en la masa fundida o en la fase sólida disminuirá la contribución del endurecimiento por solución. Los grandes precipitados primarios no contribuyen al endurecimiento por precipitación. Una fracción demasiado grande de precipitados primarios causará la obstrucción de la boquilla atomizadora y conducirá a interrupciones de la producción.

T a b la 3

Ejemplo 2

Las composiciones de aleación derivadas por ordenador se utilizaron para producir cuatro polvos, A, B, C y D, diferentes basados en Al atomizados con gas, que tienen una composición química de acuerdo con la Tabla 4.

Se imprimieron varias partes utilizando diferentes parámetros de impresión. En particular, se variaron la potencia y la velocidad del láser en un amplio intervalo.

Se encontró una gran región donde la densidad relativa del artículo producido era mejor que el 98.5%, vea la Figura 2.

Un examen más detallado mediante microscopía óptica con luz reveló una estructura monofásica sin grietas. La dureza Vickers, HV0.3, de acuerdo con ISO 6507-1 - 2018 se midió en la condición como fueron impresas, así como en la condición de tratamiento térmico, los resultados se presentan en la Figura 3. Se puede observar que las Aleaciones A, C y D son endurecibles por envejecimiento y, especialmente, la dureza de las aleaciones C y D aumenta significativamente hasta justo por debajo de 130 HV0.3.

Tabla 4

Efecto del cromo

De los experimentos se podría deducir que, si bien el efecto del cromo es principalmente el fortalecimiento por solución, de manera importante y sorprendente, el cromo también afecta la secuencia de endurecimiento por precipitación. Esto crea una aleación con propiedades y resistencia a la temperatura mejoradas.

Las muestras como fueron impresas están libres de precipitación (verificado experimentalmente), lo que significa que toda la precipitación se induce durante el tratamiento térmico de endurecimiento. La secuencia de la precipitación está afectada de acuerdo con ello por la composición.

Los tratamientos térmicos de endurecimiento por precipitación a 678K endurecen las aleaciones mediante precipitación secuencial de Al6(Mn,Cr), Al-i<2>(Mn,Cr), AhZr. La cantidad de cromo en la aleación gobernará la secuencia de precipitación y determinará la cantidad de precipitados y su estabilidad al engrosamiento. Esto significa que las propiedades dependen críticamente de la cantidad especificada de Cr como se detalla en el presente documento.

La ventaja de las actuales aleaciones que comprenden cromo en comparación con materiales similares sin cromo es una mayor fortaleza, pero, de modo importante y sorprendente, también una mayor estabilidad frente a la temperatura, que es un parámetro crítico para aplicaciones industriales.

El efecto del Cr se prueba en la Figura 3. Las curvas de endurecimiento muestran lo siguiente:

• Aleación A (AlMnZr): Comienza con ~90 HV y solo alcanza un máximo de 105-110 HV.

• Aleación B (AlMnCr): Comienza con ~98 HV y alcanza un máximo de 115 HV a 648 K.

• Aleación C (AlMnCrZr- invención): Comienza con ~103 HV y alcanza un máximo de 140 HV a 648 K. • Aleación D (AlMnCrZr - invención): Comienza con ~103 HV y alcanza un máximo de 140 HV a 648 K. Este experimento muestra claramente cómo el cromo ha modificado las tasas de endurecimiento. La Aleación A se endurece a 20 HV (90 -> 110 HV), pero la Aleación C, D se endurece a 35 HV (103 -> 140 HV). Las tasas de endurecimiento reflejan las secuencias de precipitación, mientras que la dureza como fue impresa refleja el efecto de endurecimiento por solución. El efecto del cromo sobre la aleación es una combinación de ambos. En esto, se observa un efecto sinérgico sorprendente ya que mediante la reorganización de Mn y Cr entre los diferentes precipitados, se ralentiza la velocidad de engrosamiento y se retiene el efecto de endurecimiento durante más tiempo, proporcionando una mejor estabilidad frente a la temperatura.

Las curvas muestran que el cromo tiene un efecto importante al inicio del endurecimiento. El cromo por sí solo no dará una aleación con las propiedades deseadas. Cuando el cromo se combina con zirconio, su efecto endurecedor se retiene durante más tiempo.

Las aleaciones con sólo Mn y Zr, y sin Cr, tienen una dureza significativamente menor. Un mayor contenido de Mn y Zr no mejorará esto.

Ejemplo 3

Se simularon los comportamientos de solidificación de la aleación D de acuerdo con el Ejemplo 2 y de las aleaciones 6081, 7075 y A360.0 forjadas conocidas, utilizando el procedimiento Scheil-Gulliver y el procedimiento CALPHAD, tal como se utilizó también en el Ejemplo 1.

La figura 1 muestra los resultados de las simulaciones. Tenga en cuenta que solo la región cercana a la solidificación completa está incluida en el diagrama, con una fracción sólida que varía entre 0.8 (80%) y 1 (100%). Se puede observar que las aleaciones 6061 y 7075 forjadas exhiben una curva inclinada, exhibiendo especialmente la 7075 una pendiente empinada cerca del final de la solidificación. Este comportamiento es típico del material que forma grietas en caliente al final de la solidificación. La aleación A360.0 de Fundición exhibe un comportamiento mucho mejor con solo una ligera caída cerca de la solidificación completa. La aleación D inventada no presenta dicha caída al final de la solidificación.

Se determinaron los índices de susceptibilidad al agrietamiento por solidificación individual, S, para cada aleación y los resultados se muestran en la Tabla 5 a continuación.

Tabla 5

Ejemplo 4

Se encontró en los experimentos detallados anteriormente (Ejemplo 1 y Tabla 3) que, individualmente, Fe y Si pueden estar presentes hasta un 0.7% en peso sin influir negativamente en la idoneidad de los polvos a base de Al de la invención para la impresión por LPBF. Esto es ventajoso ya que reduce las tensiones sobre las materias primas para su uso en la formación de los polvos a base de Al de la invención, y se pueden utilizar más productos a base de Al reciclados de bajo coste para formar los presentes polvos de la invención.

En experimentos numéricos como los detallados anteriormente (Ejemplo 1), se investigó más a fondo el efecto de Fe y Si sobre la susceptibilidad al agrietamiento de las aleaciones de la invención, con el objetivo de determinar si existe límite en el contenido de Fe y Si, si ambas de estas impurezas están en las materias primas utilizadas para formar los presentes polvos a base de Al.

Como se muestra en la Figura 4, se encontró que la temperatura de solidificación depende del contenido total de Fe y Si. Cuanto mayor sea el contenido total de estos elementos, mayor será el riesgo de que se forme una masa fundida con una temperatura de solidificación baja, lo que causará problemas de grietas en caliente en objetos impresos por LPBF utilizando los polvos de la invención.

De acuerdo con ello, si bien individualmente tanto Fe como Si pueden estar presentes hasta 0.7% en peso sin causar la presencia de masas fundidas con temperaturas de solidificación demasiado bajas, la concentración combinada total tampoco debería superar 0.7% en peso. De la Figura 4 se desprende que preferiblemente la cantidad total de Fe y Si no debería superar 0.5% en peso, e incluso más preferiblemente no debería superar 0.2% en peso.

Ejemplo 5

En experimentos adicionales informados en este documento con objetos impresos por LBPR, se produjeron variantes de polvo comparativas con los experimentos del Ejemplo 2, por medio de un proceso de atomización con gas nitrógeno, y el polvo producido se clasificó en un intervalo de tamaño de partícula nominal de 20-53 |jm.

Se diseñaron cuatro categorías de grados de polvo cuyas composiciones químicas finales se presentan en la Tabla 6. La distribución del tamaño de partícula se midió por difracción de láser de acuerdo con ISO 13320-1 1999 utilizando un Mastersizer 3000 de Malvern, Reino Unido, y las mediciones se repitieron cinco veces (véase la Tabla 7 y Figura 5).

Los intervalos de tamaño de partícula mencionados significan que como máximo el 2% en peso del polvo tiene un tamaño de partícula por encima del límite superior y como máximo el 2% en peso del polvo tiene un tamaño de partícula por debajo del límite inferior.

Los experimentos mostraron claramente la idoneidad de las actuales aleaciones a base de Al para formar polvos a base de Al con alta uniformidad.

Tabla 6: Composiciones de aleación

Tabla 7: Distribución del tamaño de partícula

Ejemplo 6

El procesamiento LB-PBF y el diseño de experimentos para establecer la densidad completa se probaron en un experimento posterior.

Las diferentes variantes de polvo del Ejemplo 5 se procesaron en una máquina EOS M100 con un tamaño de punto de 40 pm y un láser de fibra Yb de 200 W (potencia nominal de 170W). Las muestras se imprimieron inicialmente manteniendo una potencia de 170 W, una distancia entre líneas de escaneo de 0.13 mm, una velocidad de 1000 mm/s y un espesor de capa de 0.03 mm como entrada de procesamiento principal junto con una rotación de escaneo normal de 67°.

Las muestras de polvo se acondicionaron mediante un procedimiento de secado a 353 K durante 4 horas antes de cada impresión.

Las muestras se imprimieron como cubos de 10mm x 10mm x 10mm diseñados para marcar la dirección del flujo de gas en la cámara (mostrada en la Figura 6). Las muestras fueron cortadas con una sierra después de la impresión.

La aptitud de los materiales para el procesamiento se derivó además con base en un diseño factorial cúbico simple para identificar las condiciones de interés con alta densidad relativa (-99.5%), como se muestra en la Figura 2.

Este diseño de experimento (DOE) se realizó con la distancia entre líneas de escaneo y la velocidad del láser como variables iniciales, en comparación con la entrada de procesamiento principal para identificar las condiciones para el procesamiento de alta densidad.

Posteriormente se realizó un segundo DOE para confirmar la ventana de parámetros de procesamiento y verificar si los valores son experimentalmente aceptables, imprimiendo tres muestras más para cada punto de interés.

Finalmente se realizó un tercer DOE para una de las aleaciones cuaternarias (Aleación D) para crear un diseño tridimensional completo, con la potencia del láser como tercera variable en el DOE.

La Tabla 8 resume el intervalo de parámetros de procesamiento utilizados para cada aleación en el DOE.

Tabla 8: Resumen de parámetros de procesamiento para el diseño de experimentos (DOE)

Las densidades relativas de las muestras se determinaron posteriormente mediante microscopía óptica de secciones transversales. Las secciones investigadas se observaron a lo largo de tres planos, como se muestra en la Figura 6.

Para identificar y recuperar la porosidad, se obtuvieron resultados para los tres planos y se promediaron para cada muestra, con el fin de minimizar el efecto de la orientación en los valores generales de porosidad reportados. El análisis de imágenes se realizó utilizando el software ImageJ y secciones de cada muestra de aproximadamente 30-50 mm2 de área por plano.

El primer DOE se realizó para evaluar la aptitud para la impresión de las cuatro aleaciones con el objetivo de alcanzar una densidad relativa >95%.

Los parámetros de impresión se desarrollaron a partir de configuraciones apropiadas para la máquina EOS M290 y se modificaron para adaptarse al procesamiento en EOSM100 con compensaciones para menor potencia y tamaño de punto láser más pequeño.

Con base en esto, se estableció un DOE cúbico con una potencia láser fija de 170W y un espesor de capa de 0.03 mm, pero una velocidad de escaneo de entre 500-1500 mm/s y una distancia entre líneas de escaneo de entre 0.1-0.15 mm.

En total, se imprimieron 13 muestras con este DOE para cada aleación y los resultados se midieron como gráficos de superficie, como se muestra en la Figura 8.

Luego se realizó el segundo DOE para verificar la existencia de una densidad relativa objetivo para los parámetros mencionados anteriormente.

Se imprimieron un total de 12 muestras y el gráfico de superficie resultante se muestra en la Figura 7 a) y b).

Después de este segundo DOE, se estableció una densidad relativa muy por encima del objetivo, que se utilizaría para imprimir muchas muestras para todas las aleaciones (60-75 muestras) utilizando configuraciones de parámetros para una densidad relativa máxima (170 W de potencia, distancia entre líneas de escaneo de 0.1 mm y velocidad láser de 1500 mm/s).

Finalmente, también se diseñó un DOE con un concepto similar que involucra 21 muestras, cambiando la potencia del láser junto con la distancia entre líneas de escaneo y la velocidad. Aun así, el intervalo de parámetros de procesamiento se mantuvo conservador para esperar solo muestras de alta densidad (>98% de densidad relativa). La gráfica de superficie resultante del tercer DOE se muestra en la Figura 9 a)-b).

La ventana de procesamiento final se estableció después de superponer todos los resultados de los tres DOE, mostrando así ventanas de parámetros de procesamiento resultando en una densidad relativamente alta (>99 %) de acuerdo con los gráficos de superficie que se muestran en la Figura 9 c)-d).

Ejemplo 7- Evaluación de microestructura y pruebas mecánicas

Todas las muestras se prepararon cortándolas cerca del centro de los tres planos (como se muestra en la Figura 6) y luego se montaron en una resina termoendurecible a base de epoxi, llamada Polyfast (de Struers). Esto fue seguido por molienda/ pulido de las muestras de acuerdo con la preparación estándar de Struers para aleaciones de Al en una máquina Struers TegraPol 31. Las muestras se grabaron utilizando el reactivo de Keller estándar para hacer visibles los límites del pozo de fusión.

Ejemplo 8- Difracción de rayo X

La difracción (DRX) de rayo X de las muestras se realizó en una muestra finamente molida (hasta un tamaño de grano de 2000) utilizando una máquina de rayo X Bragg-BrentanoHD con una fuente de Cu (Ka = 1.5406Á) con 40 mA y 45 kV como configuraciones del generador, escaneada entre 20°-100° 2© con un tamaño de paso de 0.007° y un tiempo de paso de escaneo de 68.59s.

Se condujo difracción de rayo X en las cuatro aleaciones (A, B, C, D) en la condición como fueron impresas. Se realizó sobre la muestras con alta densidad (>99%).

En los gráficos XRD presentados en la Figura 10, se observó que las cuatro aleaciones muestran información similar de los picos. Se vio que los picos de Al estaban desplazados a un ángulo (2©) mayor en comparación con las posiciones esperadas para el Al puro, lo que se atribuye a los solutos disueltos en solución sólida. Los picos menores observados en las cuatro aleaciones se observaron a 40.4° y 43.0° (ver vista de cerca en la Figura 8b), se atribuyen a precipitados de Al-Mn, que también se confirmaron mediante análisis SEM posteriormente.

La figura 11 presenta el intento de correlacionar el contenido de cada elemento de aleación en las aleaciones, con el desplazamiento del pico de Al. Esto se hizo utilizando una aproximación de "regla de mezclas", donde el efecto de cada elemento se calculó mediante cálculos de primer principio para aleaciones binarias de Al basado en T Uesugi y K. Higashi, "First-principles studies on lattice constants and local lattice distortions in solid solution aluminum alloys", Computational Materials Science, vol. 67, págs. 1-10, 2013. La única modificación realizada en los cálculos fue que el punto de partida del Al puro se modificó a 4.0478 Á (PDF nr.

0040787), en lugar de 4.016 Á como se asumió en Uesugi, ya que se consideró que este valor era mucho más confiable de acuerdo con el software DIFFRAC.EVA.

De esta forma, se graficó el efecto de cada elemento para 4.016 Á y se extrapoló un ajuste lineal comenzando en 4.0478 Á en lugar de 4.016 Á (como se muestra en la Figura 10 a)). Luego, los valores se verificaron contra los valores experimentales derivados del pico de Al más fuerte alrededor de 45°, como se muestra en la Figura 10 b). Se puede observar que los parámetros reticulares experimentales y calculados están con 0.01 Á.

Ejemplo 9- Microscopía óptica de luz

La microscopía óptica de luz se realizó en un instrumento ZEISS Axioscope 7 con una escala automatizada, que permitió la puntada de imágenes de secciones transversales de hasta 50 mm2 con magnificación óptica en 10X.

En el estado como fue atomizada, la estructura dendrítica de las variantes de polvo era claramente visible después del grabado con el reactivo de Keller. La Figura 12 muestra la imagen de microscopía óptica de la Aleación C, que ilustra la estructura dendrítica formada durante el proceso de atomización.

También se tomaron imágenes de microscopía óptica a baja magnificación de las tres secciones cortadas de la aleación D como fueron impresas, después del pulido, para mostrar la estructura nominalmente completamente densa con un promedio de densidad relativa del 99.56%. En la Figura 13 se muestran imágenes representativas para los tres planos de corte como se definieron anteriormente.

Cuando se analizaron todas las muestras, se reconocieron dos tipos de defectos comunes observados en objetos de aleaciones de aluminio impresos por LPBF. El primero, en la Figura 14(a)-(b), se consideró que representa la porosidad en forma de ojo de cerradura o porosidad de gas, que ocurre cuando la potencia del láser es demasiado alta o la velocidad de escaneo demasiado pequeña; lo que significa que la capa fundida está al punto de expulsión de partículas o evaporación en ciertos casos. La otra en la Figura 14 (c)-(d), muestra la falta de tipo fusión de porosidad, que ocurre cuando hay una potencia láser demasiado baja o una velocidad de escaneo demasiado alta, con la consecuencia de que las condiciones para fundir y unir la capa a sus vecinas no son suficientes.

De acuerdo con ello, es probable que las porosidades observadas representen porosidades máximas en condiciones de impresión por LPBF no optimizadas.

Ejemplo 10- Microscopía electrónica

La evaluación de la microestructura se realizó en un SEM Leo Gemini 1550 equipado con un cañón de emisión de campo. La obtención de imágenes se realizó con receptores de electrones (SE) secundarios y de electrones (BSE) dispersados de vuelta, dependiendo del tipo de contraste de imagen requerido. La espectroscopia (EDS) de energía dispersiva de rayo X para microanálisis se realizó con el receptor de electrones secundario acoplado al software INCA X-sight, para el análisis de la composición.

Las muestras seleccionadas se analizaron utilizando un microscopio electrónico de barrido (SEM) Zeiss Gemini SEM 450 con fuente de cañón de emisión de campo para microanálisis. El microscopio estaba equipado con un detector de Espectroscopia (EDX) de Rayo X por Dispersión de Energía Bruker Quantax FlatQuad, que permite el mapeo elemental de la microestructura a resoluciones submicrónicas.

El polvo en estado como fue atomizado mostró una estructura puramente dendrítica para todas las aleaciones. La Figura 15a ilustra una vista en sección transversal de una partícula de Aleación C. Las imágenes de alta magnificación revelaron además algunas partículas finas de tamaño nanométrico (<100 nm) dentro de las dendritas, como se muestra en la Figura 15b. No se pudo identificar la composición química de estas partículas porque eran demasiado pequeñas para ser resueltas usando EDS en SEM.

Después de la impresión, los cubos fueron pulidos y grabados ligeramente antes de su caracterización en el SEM en modo de dispersión (BSE) de vuelta, para poder reconocer fácilmente el contraste de grano. Las imágenes a lo largo del plano frontal y del plano superior se muestran en la Figura 16, mostrando una estructura columnar aparente a lo largo de la dirección de construcción.

Al investigar más a fondo el plano frontal, se observó que se formaron dos categorías diferentes de precipitados en la aleación, caracterizadas por su morfología y ubicación en la muestra:

1. Precipitados ubicados en los límites de los pozos de fusión

2. Precipitados ubicados en los límites de grano/subgrano

Los precipitados ubicados en los límites de los pozos de fusión se muestran en la Figura 17, donde se puede ver que estos precipitados tienen dos tamaños típicos: los más pequeños con morfología esférica y tamaños promedio de <100 nm; los más grandes de entre 200-500 nm de tamaño.

La segunda categoría de precipitados fueron aquellos que se formaron en los límites de grano/subgrano (celdas). Su forma era similar a la de una barra, con una longitud de 200-400 nm y un diámetro pequeño (<50 nm). Los precipitados se muestran con bastante claridad en la Figura 18.

Se supone que las partículas de la fase secundaria que se alinean a lo largo de los límites de grano/subgrano sugieren un tipo de solidificación celular. Las partículas podrían haberse formado a lo largo de estos límites durante la solidificación, causando así una estructura de solidificación celular.

La figura 19 muestra el resumen basado en escaneos de puntos EDS de estos tres tipos de precipitados. El EDS tiene una dispersión mucho mayor para partículas más pequeñas, debido al volumen de interacción de rayo X generado por el haz de electrones del SEM, en comparación con el volumen del precipitado. Sin embargo, para compensar esto, se realizó un mayor número de escaneos de puntos (>25) a alta resolución, para obtener un resultado consistente.

Los resultados mostraron que los precipitados más pequeños del límite del pozo de fusión y del límite del subgrano eran más ricos en Mn que la concentración de la matriz, pero no se pudo indicar si serían de Al-^Mn (metaestable) o A^Mn (estable). Sin embargo, se demostró que los precipitados más grandes del límite del pozo de fusión tenían estequiometría cercana de A^Mn.

Después de representar el tamaño, la morfología y la química de las partículas de la fase secundaria en el estado como fue atomizada y como fue impresa, se evaluó la composición química de la matriz utilizando análisis químicos EDS en el SEM. Se observó que la matriz estaba generalmente sobresaturada con elementos en solución sólida, excluyendo las partículas nanométricas formadas en los límites de los pozos de fusión o en los límites de grano/subgrano. Los análisis EDS para la matriz de todas las aleaciones tal como fueron atomizadas (A-A) y tal como fueron impresas (A-P) se resumen en la Tabla 9. En las composiciones de aleación, el balance es aluminio.

Tabla 9: Composiciones químicas mediante EDS para las cuatro aleaciones de Al en condiciones como fueron atomizadas (A-A) y como fueron impresas (A-P)

Ocasionalmente, se vio que algunos de los pozos de fusión tenían una estructura de grano refinada. Este efecto se muestra para la aleación D en la Figura 20 b). También se vieron algunas partículas que contenían Zr en estado como fueron impresas, con estructura facetada o estructura similar a la dendrítica, vea la Figura 21. Tenga en cuenta que los tamaños de estas estructuras varían en un orden de magnitud. La formación de partículas facetadas grandes no está clara y la composición promedio de ambos precipitados se muestra en la Tabla 10, en donde se muestra la composición aparente de acuerdo con EDS en estructuras facetadas de Al-Zr como se ve en la Aleación C y D en la Figura 21(a)(b)

Tabla 10: Composición aparente del precipitado

Discusión experimental

En el presente estudio se abordó el agrietamiento por solidificación, común en la impresión por LPBF de ciertas aleaciones de Al. Este problema se resolvió basando las composiciones de aleación de la invención para incluir elementos que son menos propensos a segregarse durante la solidificación.

Este estudio presenta una familia de novedosas aleaciones de aluminio que incluye dos variantes ternarias y dos cuaternarias. Las composiciones de aleación han sido diseñadas para utilizar las condiciones de procesamiento únicas proporcionadas por la rápida solidificación y nueva fusión, que ocurren durante la manufactura aditiva cuando se emplea la fusión de lecho de polvo basada en láser.

Estos principios de diseño de aleación siguen predicciones de la solidificación de la aleación, mediante el uso del software ThermoCalc. Esto ha permitido encontrar un camino sencillo para evitar por completo el agrietamiento por solidificación. La base del diseño de la aleación es desarrollar aleaciones de aluminio que puedan contener mayores cantidades de solutos en una solución sólida sobresaturada, que luego puedan emplearse para lograr una alta fortaleza a través del fortalecimiento de la solución sólida, integrada con el fortalecimiento del precipitado de fase secundaria.

Se espera que estas aleaciones sean adecuadas para aplicaciones de alta temperatura, ya que se ha demostrado que son resistentes al endurecimiento hasta 523 K en condición como fueron impresas. Los resultados de microdureza mostraron que al envejecer a 678 K, la dureza promedio pasa de 105 HV en la condición como fueron impresas, hasta 130 HV en condiciones de envejecimiento de potencial máximo.

Puede representarse el agrietamiento por solidificación, como surgido del desplazamiento en los gradientes de concentración en el líquido a medida que ocurre la solidificación, lo que conduce a un mayor contenido de soluto en el último líquido, lo que causa una mayor contracción volumétrica cuando este líquido solidifica. Estas grietas pueden formarse entre granos que se solidifican y abarcar varios granos. Esto significa que hay un gradiente de temperatura mínimo, asegurando así una buena cantidad de metal líquido disponible para la unión a lo largo de dos límites de grano y evitando la formación de grietas. Siguiendo las curvas de solidificación de Scheil, se demostró que la susceptibilidad al agrietamiento por solidificación de las novedosas aleaciones de Al desarrolladas a este respecto se reduce significativamente. El diseño de los experimentos respaldó esta resistencia al agrietamiento y, por lo tanto, se vio que todas las muestras fabricadas estaban libres de grietas en el estado como fueron impresas.

El procesamiento por LPBF implica tasas de enfriamiento más altas debido a la rápida fusión y solidificación de una capa delgada (usualmente 20-40 pm) de polvo metálico, lo que conduce a la tasas de enfriamiento en el intervalo de 103 a 105 K/s. Esto brinda a los diseñadores de aleaciones la oportunidad de asumir una mayor sobresaturación de elementos en la matriz de Al durante el procesamiento por AM.

Los elementos de aleación y las composiciones se seleccionaron basándose en investigación conducida sobre material de solidificación rápida, donde se usaron de forma ventajosa los beneficios de los elementos de metales de transición en la solución sólida de aleaciones de aluminio.

Los resultados de EDS muestran que casi todo el Mn y Cr se disuelve en la matriz, excepto pequeños precipitados formados durante la solidificación (precipitados en los límites de subgrano) y la nueva fusión de capas que se ve cerca de los límites del pozo de fusión. Esta cantidad de precipitación es sorprendentemente pequeña en comparación con otras aleaciones conocidas en la técnica.

Dado que durante el procesamiento siempre hay un efecto de nueva fusión de capas y segregaciones a lo largo del frente de solidificación, no se puede evitar por completo la formación de precipitados secundarios en el estado como fueron impresas y se observaron fases nanométricas que contenían Mn y Cr. En la técnica, otros autores han demostrado experimentalmente la segregación de Mn a lo largo de los límites de grano en aleaciones basadas en Al-Mn rápidamente solidificadas y nanocristalinas, lo que sugiere también que concentraciones más altas de Mn conducen a la formación de fases "cuasicristalinas", que son fases metaestables con una composición cercana a la del A^Mn que poseen una simetría quíntuple con la matriz de Al.

Se sugiere que la fortaleza en la versión como fueron impresas de las aleaciones, es una mezcla de fortaleza de solución sólida y fortalecimiento del precipitado. Los precipitados nanométricos ayudan a restringir el movimiento de las dislocaciones, y su tamaño relativamente pequeño ayuda a ser más eficientes para fortalecer la matriz.

Como se mencionó anteriormente, se puede lograr una fortaleza aún mayor después del envejecimiento, al balancear el engrosamiento de los precipitados del límite del grano/subgrano y la formación de núcleo/crecimiento de nuevos precipitados nanométricos de L^AhZr.

Dado que algunos de los precipitados nanométricos que contienen Mn, Cr podrían ser cuasicristales o precursores de cuasicristales, es necesario desarrollar un tratamiento de envejecimiento térmico para controlar su formación y evitar que formen fase de A^Mn ortorrómbica estable.

Se puede suponer que el fortalecimiento de esta nueva familia de aleaciones mediante precipitados de AlxMn y precipitados de AhZr es un mecanismo de competencia entre dos precipitados, que necesita ser investigado y desarrollado más a fondo para ajustar adecuadamente los valores de dureza y fortaleza tentativa. Ventajosamente, las versiones como fueron impresas de las aleaciones son resistentes al envejecimiento hasta 24 horas a 523 K.

Comentarios de cierre

Se debe entender que las realizaciones mostradas en las figuras son para ilustración de la presente invención y no pueden interpretarse como limitantes de la presente invención. A menos que se indique de otro modo, los dibujos están destinados a ser leídos (por ejemplo, rayado cruzado, disposición de las partes, proporción, grado, etc.) junto con la especificación y deben considerarse una parte de la descripción escrita completa de esta divulgación.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un polvo a base de Al prealeado adecuado para la manufactura aditiva que consiste, en peso total de polvo a base de Al prealeado, en:

3 a 5.5% en peso de Mn,

0.2 a 2% en peso de Zr,

0.2 a 1.4% en peso de Cr,

0 a 2% en peso de Mg,

como máximo 0.7% en peso de Fe y Si en total,

como máximo 0.7% en peso de O como impureza inevitable y, como máximo un 0.5% en peso de otras impurezas inevitables,

balanceado con Al.

2. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con la reivindicación 1, en donde el contenido de Zr es de 0.3 a 1.8% en peso.

3. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de la reivindicación 1 o 2, en donde el contenido de Cr es de 0.3 a 1.4 % en peso.

4. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, en donde el contenido total de Fe y Si es como máximo 0.2% en peso.

5. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, estando el polvo a base de Al prealeado libre de Mg añadido intencionalmente.

6. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en donde el contenido total de Mn+Zr+Cr es de 3.4 a 8.5 % en peso.

7. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, en donde el polvo a base de Al prealeado se produce fundiendo materiales con la composición deseada y realizando una atomización con gas inerte sobre la masa fundida.

8. Un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-7 que tiene un intervalo de tamaño de partícula de 10-53 pm medido por difracción de láser de acuerdo con ISO 13320-1 1999, con menos de 10% de las partículas cayendo fuera del intervalo de tamaño de partícula especificado.

9. Un proceso para producir un artículo mediante manufactura aditiva que comprende los siguientes pasos: - proporcionar un polvo a base de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-8;

- depositar una capa del polvo a base de Al prealeado formando un lecho de polvo;

- calentar dicho polvo a base de Al prealeado de acuerdo con un patrón predeterminado mediante láser o haz de electrones para derretir o fundir las partículas que se van a unir;

- enfriar las partículas derretidas o fundidas;

- repetir los pasos de deposición, calentamiento y enfriamiento hasta que se forme un artículo fabricado de forma aditiva;

- recuperar el artículo producido.

10. Un proceso de acuerdo con la reivindicación 9 seguido de un tratamiento térmico, en donde el tratamiento térmico comprende calentar el artículo producido, a una temperatura de 150-450°C durante un período de tiempo de al menos 0.5 hora en una atmósfera de aire.

11. Un artículo formado mediante un proceso de derretimiento por fusión de un polvo de Al prealeado de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-8.

12. Un artículo formado mediante un proceso de fusión térmica de un polvo de Al prealeado de acuerdo con la reivindicación 11, en donde el proceso de derretimiento por fusión es de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 9 o 10.